JP4460069B2 - Manufacturing method of single mode optical fiber - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a method and an apparatus for manufacturing a single mode optical fiber having excellent hydrogen resistance characteristic and high long term reliability. <P>SOLUTION: The method and an apparatus for manufacturing the single mode optical fiber including a glass part formed of a silica-based glass and consisting of a central core and a clad, wherein at least one element selected from the group consisting of Ge and F is added to the glass part, and having about 125 &mu;m outside diameter possesses a step for heating and melting an optical fiber preform, a step for drawing the molten optical fiber preform into an optical fiber and a step for continuously cooling the molten optical fiber preform starting with the meniscus portion in which the diameter is decreased from 90% of the preform diameter to 5% of the preform diameter to the portion where the drawn optical fiber has a temperature of 1,200&deg;C at a cooling rate of 1,000 to 3,000 &deg;C/sec. <P>COPYRIGHT: (C)2007,JPO&amp;INPIT

Description

本発明は、光伝送に用いられる石英系シングルモード光ファイバの製造方法および製造装置に関する。   The present invention relates to a method and apparatus for manufacturing a silica-based single mode optical fiber used for optical transmission.

近年、石英系ガラスからなる光ファイバを用いた光伝送における伝送容量を増大させる技術の検討が盛んに行われている。   In recent years, techniques for increasing transmission capacity in optical transmission using an optical fiber made of silica glass have been actively studied.

光伝送における伝送容量を増大させるためには、光伝送を行う光ファイバが使用波長においてシングルモード伝送可能であることが必要とされる。その理由は、複数のモードが光ファイバ内を伝搬すると、伝搬モードごとの群速度の差によりモード分散が不可避的に発生するため、信号波形の劣化を招くからである。   In order to increase the transmission capacity in optical transmission, it is necessary that the optical fiber that performs optical transmission is capable of single mode transmission at the wavelength used. The reason is that when a plurality of modes propagates in the optical fiber, mode dispersion is inevitably generated due to a difference in group velocity for each propagation mode, resulting in signal waveform deterioration.

そこで、波長１．３μｍ付近にゼロ分散波長を有するシングルモード光ファイバ（ＳＭＦ）が使用され始めた。この光ファイバは、波長１．３μｍ付近にゼロ分散波長を有するため、この波長付近において伝送距離が１００ｋｍを超え、かつ伝送容量が数百Ｍｂｐｓの光伝送が可能となった。   Therefore, single mode optical fibers (SMF) having a zero dispersion wavelength in the vicinity of a wavelength of 1.3 μm have begun to be used. Since this optical fiber has a zero dispersion wavelength in the vicinity of a wavelength of 1.3 μm, optical transmission with a transmission distance exceeding 100 km and a transmission capacity of several hundreds of Mbps near this wavelength has become possible.

一方、光ファイバの伝送損失は波長１．５５μｍ付近で最も小さくなるため、この波長を用いた光伝送を行うことが望まれ、波長１．５５μｍ付近にゼロ分散波長を有する分散シフト光ファイバ（ＤＳＦ）が開発された。この光ファイバにより、波長１．５５μｍ付近において伝送容量が数Ｇｂｐｓの光伝送が可能となった。また、この波長帯はエルビウム添加光ファイバ増幅器の利得帯域でもあるため、伝送容量の増大とともに伝送距離の飛躍的な増大がもたらされた。   On the other hand, since the transmission loss of an optical fiber is the smallest near a wavelength of 1.55 μm, it is desired to perform optical transmission using this wavelength. A dispersion-shifted optical fiber (DSF) having a zero dispersion wavelength near a wavelength of 1.55 μm is desired. ) Was developed. This optical fiber enables optical transmission with a transmission capacity of several Gbps in the vicinity of a wavelength of 1.55 μm. In addition, since this wavelength band is also a gain band of an erbium-doped optical fiber amplifier, a dramatic increase in transmission distance has been brought along with an increase in transmission capacity.

また、近年ではさらに伝送容量を増大させるための技術として波長分割多量（ＷＤＭ）光伝送についての研究開発が盛んに行われている。そして、ＷＤＭ光伝送に好適に用いられる光ファイバについても多くの検討がなされている。   In recent years, research and development have been actively conducted on wavelength division large quantity (WDM) optical transmission as a technique for further increasing transmission capacity. Many studies have been made on optical fibers that are suitably used for WDM optical transmission.

光ファイバをＷＤＭ光伝送に使用する場合には、使用波長帯にゼロ分散波長が存在しないことが四光波混合を防ぐ観点から要求される。また、一般に、ＷＤＭ光伝送システムを実現するためには、中継点および光受信装置において修復不可能な波形歪みが起こらないことが必要とされるが、このためには光伝送路による非線形現象を抑制し、かつ累積分散を小さくすることが効果的であるとされている。更に、各光信号の波長間で分散格差があると、波長ごとに波形歪み量が異なる原因となるので、光伝送路における分散勾配は極力小さくする必要がある。   When an optical fiber is used for WDM optical transmission, it is required from the viewpoint of preventing four-wave mixing that there is no zero dispersion wavelength in the used wavelength band. In general, in order to realize a WDM optical transmission system, it is necessary that the waveform distortion that cannot be repaired does not occur at the relay point and the optical receiving apparatus. It is said that it is effective to suppress and reduce the cumulative dispersion. Furthermore, if there is a dispersion difference between the wavelengths of the optical signals, the amount of waveform distortion varies depending on the wavelength. Therefore, it is necessary to make the dispersion gradient in the optical transmission line as small as possible.

このような要求に応える光ファイバとして、使用波長帯にゼロ分散をもたない分散シフト光ファイバ（ＮＺＤＳＦ）が開発された。このＮＺＤＳＦは、四光波混合がほとんど起こらず、また非線形性も十分低いため、導入が急ピッチで進められ、広く普及されるに至っている。   A dispersion-shifted optical fiber (NZDSF) that does not have zero dispersion in the used wavelength band has been developed as an optical fiber that meets such requirements. This NZDSF hardly undergoes four-wave mixing and has a sufficiently low non-linearity. Therefore, the introduction of NZDSF has been promoted at a rapid pitch and has been widely spread.

また、ＷＤＭ光伝送システムにおいて、２種類以上の光ファイバを組み合わせて全体の分散値および分散勾配がほぼゼロになるようにした光伝送路が採用されることが多くなっている。この用途に用いられる光ファイバとして、分散補償光ファイバ（ＤＣＦ）や分散スロープ補償光ファイバ（ＤＳＣＦ）などが知られている。   In WDM optical transmission systems, an optical transmission path is often used in which two or more types of optical fibers are combined so that the overall dispersion value and dispersion gradient become substantially zero. As an optical fiber used for this purpose, a dispersion compensating optical fiber (DCF), a dispersion slope compensating optical fiber (DSCF), and the like are known.

更に、最近ではラマン増幅を用いたＷＤＭ光伝送システムの検討も行われており、波長１．３μｍ付近および波長１．５５μｍ付近以外の波長領域をＷＤＭ光伝送に利用しようとする検討も行われている。   Furthermore, recently, a WDM optical transmission system using Raman amplification has been studied, and a study to use a wavelength region other than a wavelength near 1.3 μm and a wavelength near 1.55 μm for WDM optical transmission has also been conducted. Yes.

上述の光伝送の障害となる現象として、光ファイバ中の構造欠陥と水素分子とが結合することにより生ずる光ファイバの伝送損失の増加現象がある。この伝送損失の増加は、波長１．２４μｍ付近、波長１．３８μｍ付近、波長１．５２μｍ付近およびその長波長側などに生ずる吸収ピークによるものであることが知られている。   As a phenomenon that hinders the optical transmission described above, there is an increase in transmission loss of the optical fiber caused by the combination of structural defects in the optical fiber and hydrogen molecules. This increase in transmission loss is known to be due to absorption peaks that occur near the wavelength of 1.24 μm, near the wavelength of 1.38 μm, near the wavelength of 1.52 μm, and on the long wavelength side thereof.

以下、この現象について説明する。一般に、光ファイバには酸素過剰、もしくは酸素欠損に伴う常磁性欠陥が存在する。そのうち非架橋酸素欠陥（Non Bridging Oxygen Hole Center：以下、ＮＢＯＨＣとする）、および過酸化ラジカル（Per-Oxy Radical：以下、ＰＯＲとする）は、光ファイバの伝送特性、とりわけ伝送損失の長期安定性に大きく影響するといわれている。   Hereinafter, this phenomenon will be described. In general, an optical fiber has a paramagnetic defect accompanying oxygen excess or oxygen deficiency. Among them, non-bridging oxygen defects (Non Bridging Oxygen Hole Center: hereinafter referred to as NBOHC) and peroxide radicals (Per-Oxy Radical: hereinafter referred to as POR) are optical fiber transmission characteristics, especially long-term stability of transmission loss. It is said that it will greatly affect.

ここで、ＮＢＯＨＣとは、図１（ａ）に示すように、Ｓｉ原子に結合している酸素原子４つのうちの１つが他の原子との結合に寄与しない不対電子を１つ有する常磁性欠陥種のことである。また、ＰＯＲとは、図１（ｂ）に示すように、Ｓｉ原子に結合している酸素原子４つのうちの１つが他の酸素原子と結合し、他の酸素原子が他の原子との結合に寄与しない不対電子を１つ有する常磁性欠陥種のことである。   Here, as shown in FIG. 1A, NBOHC is a paramagnetic material in which one of four oxygen atoms bonded to a Si atom has one unpaired electron that does not contribute to bonding with another atom. It is a defective species. In addition, as shown in FIG. 1B, POR means that one of four oxygen atoms bonded to a Si atom is bonded to another oxygen atom, and the other oxygen atom is bonded to another atom. It is a paramagnetic defect species having one unpaired electron that does not contribute to.

特に、水素が光ファイバ内に拡散する状態が生ずると、拡散した水素分子がこれらの常磁性欠陥と結合して、光ファイバの伝送帯域波長内に吸収を持つ原子結合を生じ、伝送損失が増加する。   In particular, when hydrogen diffuses into the optical fiber, the diffused hydrogen molecules combine with these paramagnetic defects, creating atomic bonds that absorb within the transmission band wavelength of the optical fiber, increasing transmission loss. To do.

また、特に、ラマン増幅システムを用いる場合、励起光は増幅光より１００ｎｍ程度短い波長となる。例えば、エルビウム添加ファイバ（ＥＤＦ）による信号光増幅システムでは利得帯にならない１５００ｎｍ付近のいわゆるＳ−ｂａｎｄ帯をラマンシステムで増幅利用しようとした場合、励起光の波長は１４００ｎｍとなる。これが１３８５ｎｍ〜１４１０ｎｍのいわゆるＯＨ吸収にかかってしまうため、ＯＨ吸収損失が大きい場合、励起光が減衰してしまって所望のラマン利得が得られないという問題が生じる。   In particular, when a Raman amplification system is used, the excitation light has a wavelength shorter by about 100 nm than the amplified light. For example, when a so-called S-band band in the vicinity of 1500 nm that does not become a gain band in an optical signal amplification system using an erbium-doped fiber (EDF) is to be amplified and used in a Raman system, the wavelength of pumping light is 1400 nm. Since this depends on so-called OH absorption of 1385 nm to 1410 nm, when the OH absorption loss is large, there arises a problem that the desired Raman gain cannot be obtained because the excitation light is attenuated.

さらに、水素分子がファイバ内に拡散した場合、前述のＮＢＯＨＣがモードフィールド径の領域（ＭＦＤ領域）内に多量に存在すると、これと水素分子が反応してＯＨ基を生成するため、経時的なＯＨ吸収損失の増加が生じ、システムの信頼性を大きく損ねる結果となる。このＯＨ吸収損失の増加量については、現状では規格化されてはいないが、およそ０．０５ｄＢ／ｋｍ以下が目標値とされている。   Furthermore, when hydrogen molecules diffuse into the fiber, if a large amount of NBOHC is present in the mode field diameter region (MFD region), this reacts with the hydrogen molecules to generate OH groups. An increase in OH absorption loss occurs, resulting in a significant loss of system reliability. About the increase amount of this OH absorption loss, although it is not standardized at present, about 0.05 dB / km or less is set as the target value.

上述の伝送損失増加現象を抑制するため、耐水素性を考慮した光ファイバの一例が米国特許第６，１３１，４１５号に記載されており、ここには、波長１３８５ｎｍにおける伝送損失を低下させるために、水素イオンの濃度を低減することで、波長１２００〜１６００ｎｍの全波長領域における光伝送が可能となることが開示されている。   In order to suppress the above-described increase in transmission loss, an example of an optical fiber considering hydrogen resistance is described in US Pat. No. 6,131,415, in order to reduce the transmission loss at a wavelength of 1385 nm. It is disclosed that light transmission is possible in the entire wavelength region of wavelength 1200 to 1600 nm by reducing the concentration of hydrogen ions.

また、耐水素性を考慮した光ファイバの他の一例が米国特許第５，８３８，８６６号および第６，１２８，９２８号に記載されており、コアに隣接する内部クラッドに、その屈折率を実質的に上昇させない程度のゲルマニウムを添加することで耐水素性が得られることが開示されている。   Another example of an optical fiber in consideration of hydrogen resistance is described in US Pat. Nos. 5,838,866 and 6,128,928, and the refractive index of the inner cladding adjacent to the core is substantially reduced. It is disclosed that hydrogen resistance can be obtained by adding germanium to such an extent that it does not increase.

しかし、これら米国特許公報に記載された技術はいずれも、光ファイバ内のＮＢＯＨＣあるいはＰＯＲ等の常磁性欠陥の密度等については全く言及していないため、光ファイバ中の常磁性欠陥の密度等の許容限度については依然として不明なままである。   However, none of the techniques described in these US patent publications mentions the density of paramagnetic defects such as NBOHC or POR in the optical fiber. The acceptable limit remains unknown.

また、線引方法の工夫によって、光ファイバの初期損失を減少させたり、機械的強度を保つことを示す先行文献として、例えば特開２００１−１９２２２８号公報、及び特開２００１−１１４５２６号公報がある。   Further, as prior documents showing that the initial loss of the optical fiber is reduced or the mechanical strength is maintained by devising the drawing method, there are, for example, Japanese Patent Laid-Open Nos. 2001-192228 and 2001-114526. .

本発明の目的は、耐水素特性に優れ、長期信頼性の高い光ファイバの製造方法および製造装置を提供することにある。   An object of the present invention is to provide an optical fiber manufacturing method and manufacturing apparatus that are excellent in hydrogen resistance and have long-term reliability.

上記課題を解決するため、本発明の第１の態様は、石英系ガラスよりなる中心コアとクラッドを有するガラス部分を含み、前記ガラス部分にはＧｅおよびＦからなる群から選ばれた少なくとも１種が添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであるシングルモード光ファイバの製造方法において、光ファイバ母材を加熱して溶融させる工程、前記溶融した光ファイバ母材から光ファイバを線引きする工程、および前記溶融した光ファイバ母材の、母材径の９０％の径から５％の径になるまでのメニスカス部分から、前記線引きされた光ファイバの１２００℃になる部分まで連続的に、１０００〜３０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程を具備することを特徴とするシングルモード光ファイバの製造方法を提供する。   In order to solve the above problems, a first aspect of the present invention includes a glass portion having a central core made of quartz glass and a clad, wherein the glass portion is at least one selected from the group consisting of Ge and F. In the method for manufacturing a single mode optical fiber in which the glass portion has an outer diameter of about 125 μm, a step of heating and melting the optical fiber preform, and a step of drawing the optical fiber from the molten optical fiber preform , And continuously from the meniscus portion of the molten optical fiber preform from 90% of the preform diameter to 5% of the preform diameter to the 1200 ° C. portion of the drawn optical fiber, There is provided a method for producing a single mode optical fiber comprising a step of cooling at a cooling rate of ˜3000 ° C./second.

本発明の第２の態様は、第１のヒータを備える、光ファイバ母材を加熱する加熱炉と、前記加熱炉内で溶融した前記光ファイバ母材から光ファイバを線引きする機構とを具備し、前記加熱炉の下部に密接して、下記不等式を満たすような長さＬ１を有する下部筒が設けられ、線引きされる光ファイバ母材の、光ファイバ母材が線引炉内で溶融し母材径の９０％の径から５％の径になるまでのメニスカス部分の長さが、母材径（ｍｍ）×５以上の長さを有するように、前記下部筒中で光ファイバは連続的に冷却されることを特徴とする光ファイバの製造装置を提供する。 A second aspect of the present invention includes a heating furnace including a first heater for heating an optical fiber preform, and a mechanism for drawing the optical fiber from the optical fiber preform melted in the heating furnace. , closely to the lower portion of the heating furnace, the lower cylinder is provided having a length L 1 satisfying the following inequality, the optical fiber preform to be drawn, the optical fiber preform is melted in a drawing furnace The optical fiber is continuous in the lower tube so that the length of the meniscus portion from 90% of the base material diameter to 5% is greater than the base material diameter (mm) × 5. An apparatus for manufacturing an optical fiber is provided.

Ｌ１(mm)＞光ファイバの線速(m/min)X光ファイバの線速(m/min)/300
本発明の第１の態様は、メニスカス部分から、線引きされた光ファイバの１２００℃になる部分まで連続的に、１０００〜３０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程を具備することを特徴とする。 L 1 (mm)> Optical fiber linear velocity (m / min) X Optical fiber linear velocity (m / min) / 300
The first aspect of the present invention includes a step of continuously cooling from a meniscus portion to a portion of the drawn optical fiber reaching 1200 ° C. at a cooling rate of 1000 to 3000 ° C./second. .

このように、メニスカス以降を連続して所定の温度まで所定の冷却速度で冷却することにより、光ファイバの耐水素性を向上させることが出来る。   Thus, the hydrogen resistance of the optical fiber can be improved by continuously cooling the portion after the meniscus to a predetermined temperature at a predetermined cooling rate.

本発明の第１の態様に係るシングルモード光ファイバの製造方法において、光ファイバ母材は、火炎加水分解法で得られた石英系ガラススートであり、このスートは実質的に酸素を含まない条件で焼結されていることが望ましい。   In the method for producing a single mode optical fiber according to the first aspect of the present invention, the optical fiber preform is a silica glass soot obtained by a flame hydrolysis method, and the soot does not substantially contain oxygen. It is desirable to be sintered with.

本発明の第２の態様は、加熱炉の下部に密接して、光ファイバの線速と所定の関係を満たすような長さＬ１を有する下部筒が設けられ、線引きされる光ファイバ母材の、光ファイバ母材が線引炉内で溶融しのメニスカス部分の長さが、母材径（ｍｍ）×５以上の長さを有するように、下部筒中で光ファイバは連続的に冷却されることを特徴とする。 A second aspect of the present invention, closely to the bottom of the furnace, the lower cylinder is provided having a length L 1 satisfying the linear velocity and a predetermined relationship between the optical fiber, the optical fiber preform is drawn The optical fiber is continuously cooled in the lower tube so that the length of the meniscus portion obtained by melting the optical fiber preform in the drawing furnace has a length of the preform diameter (mm) × 5 or more. It is characterized by that.

このような装置構成を採用することにより、第１の態様に係る冷却工程を実現することが可能である。   By adopting such an apparatus configuration, it is possible to realize the cooling process according to the first aspect.

第２の態様発明に係るシングルモード光ファイバの製造装置において、下部筒内に、加熱炉内から引き出された光ファイバを加熱する第２のヒーターが配置されており、第２のヒーターの長さＬ２は、下記不等式を満たすことが望ましい。 In the single-mode optical fiber manufacturing apparatus according to the second aspect of the present invention, a second heater for heating the optical fiber drawn from the heating furnace is disposed in the lower cylinder, and the length of the second heater is L 2 preferably satisfies the following inequality.

Ｌ２(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
また、第１のヒーターの上端部から加熱炉上部までの距離Ｌ３が、下記不等式を満たし、第１のヒーター上端部から加熱炉上部までの距離Ｌ４が、下記不等式を満たすことが望ましい。 L 2 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200
In addition, it is desirable that the distance L 3 from the upper end of the first heater to the upper part of the heating furnace satisfies the following inequality, and the distance L 4 from the upper end of the first heater to the upper part of the heating furnace satisfies the following inequality.

Ｌ３(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
Ｌ４(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
なお、本発明において、シングルモード光ファイバとは、前述のＳＭＦ、ＤＳＦ、ＮＺＤＳＦ、ＤＣＦなどを含む、使用波長帯でシングルモード動作可能な光ファイバを意味する。 L 3 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200
L 4 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200
In the present invention, the single mode optical fiber means an optical fiber capable of single mode operation in the used wavelength band, including the aforementioned SMF, DSF, NZDSF, DCF and the like.

第１の参考例は、石英系ガラスよりなり、中心コアとクラッドを有するガラス部分を含むシングルモード光ファイバにおいて、前記ガラス部分の非架橋酸素欠陥の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１．０×１０１４ｓｐｉｎｓ／ｇ以下であることを特徴とするシングルモード光ファイバを提供する。 The first reference example is a spin in which the density of non-bridging oxygen defects in the glass portion is measured by an electron spin resonance method in a single mode optical fiber made of quartz glass and including a glass portion having a central core and a cladding. A single mode optical fiber characterized by having a density value of 1.0 × 10 14 spins / g or less is provided.

第２の参考例は、石英系ガラスよりなり、中心コアとクラッドを有するガラス部分を含むシングルモード光ファイバにおいて、前記ガラス部分にはＧｅおよびＦからなる群から選ばれた少なくとも１種が添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであり、前記ガラス部分のモードフィールド径を有するＭＦＤ領域に含まれる非架橋酸素欠陥の密度は、その外側の前記クラッド部分に含まれる非架橋酸素欠陥の密度より低いことを特徴とするシングルモード光ファイバを提供する。   The second reference example is a single mode optical fiber made of silica glass and including a glass portion having a central core and a cladding, and at least one selected from the group consisting of Ge and F is added to the glass portion. The density of non-bridging oxygen defects contained in the MFD region having an outer diameter of the glass portion of about 125 μm and the mode field diameter of the glass portion is the density of non-bridging oxygen defects contained in the cladding portion outside the glass portion. A single mode optical fiber is provided which is characterized by being lower.

第３の参考例は、石英系ガラスよりなり、中心コアとクラッドを有するガラス部分を含むシングルモード光ファイバにおいて、前記ガラス部分にはＧｅおよびＦからなる群から選ばれた少なくとも１種が添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであり、前記ガラス部分のモードフィールド径を有するＭＦＤ領域の中心部分に透過光を入射し、そのレーリー散乱光とラマン散乱光のずれを測定することによって得られる、ガラスの３員環構造を示す欠陥線と４員環構造を示す欠陥線との比率から求めた仮想温度が１２００℃以下であることを特徴とするシングルモード光ファイバを提供する。   The third reference example is a single mode optical fiber made of silica glass and including a glass portion having a central core and a cladding, and at least one selected from the group consisting of Ge and F is added to the glass portion. The outer diameter of the glass portion is about 125 μm, and the transmitted light is incident on the central portion of the MFD region having the mode field diameter of the glass portion, and the difference between the Rayleigh scattered light and the Raman scattered light is measured. And a single-mode optical fiber having a fictive temperature of 1200 ° C. or lower determined from a ratio of a defect line having a three-membered ring structure and a defect line having a four-membered ring structure.

第１の参考例は、ガラス部分の非架橋酸素欠陥（ＮＢＯＨＣ）の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１．０×１０１４ｓｐｉｎｓ／ｇ以下であることを特徴とする。スピン密度の下限は特に限定されないが、通常は１．０×１０１１ｓｐｉｎｓ／ｇ程度である。 The first reference example is characterized in that the density of non-bridging oxygen defects (NBOHC) in the glass portion is 1.0 × 10 14 spins / g or less as a spin density value measured by an electron spin resonance method. To do. The lower limit of the spin density is not particularly limited, but is usually about 1.0 × 10 11 spins / g.

ＮＥＯＨＣの密度が１．０×１０１４ｓｐｉｎｓ／ｇを超えると、光ファイバに水素分子を拡散、含浸させた際に、波長１．５２μｍ付近に伝送損失が増加してしまう。 When the density of NEHC exceeds 1.0 × 10 14 spins / g, transmission loss increases in the vicinity of a wavelength of 1.52 μm when hydrogen molecules are diffused and impregnated in the optical fiber.

第１の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、ガラス部分の常磁性欠陥Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１．０×１０１２ｓｐｉｎｓ／ｇ以上であることが望ましい。Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’の密度をこのように規定することにより、波長１．３８μｍ付近の伝送損失増加を更に防ぐことができる。 In the single mode optical fiber according to the first reference example, the density of the paramagnetic defect Si (D) -E ′ in the glass portion is 1.0 × 10 12 spins as the value of the spin density measured by the electron spin resonance method. / G or more is desirable. By defining the density of Si (D) -E ′ in this way, an increase in transmission loss near the wavelength of 1.38 μm can be further prevented.

本例では、上述のように、光ファイバ内に残留するＮＢＯＨＣあるいはＳｉ（Ｄ）−Ｅ’の常磁性欠陥の密度を、電子スピン共鳴法（Electron-Spin-Resonance：以下、ＥＳＲ法とする）により測定されたスピン密度の値で規定している。   In this example, as described above, the density of paramagnetic defects of NBOHC or Si (D) -E ′ remaining in the optical fiber is determined by an electron spin resonance method (hereinafter referred to as an ESR method). Stipulated by the value of the spin density measured by.

ここでＳｉ（Ｄ）−Ｅ’とは、図１（ｃ）に示すように、Ｓｉ原子に酸素原子が２つ、重水素原子（Ｄ）が１つそれぞれ結合し、Ｓｉ原子が他の原子との結合に寄与しない不対電子を１つ有する常磁性欠陥種のことである。   Here, Si (D) -E ′ means that, as shown in FIG. 1C, two oxygen atoms and one deuterium atom (D) are bonded to each Si atom, and the Si atom is another atom. It is a paramagnetic defect species having one unpaired electron that does not contribute to the bond with.

第１の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、カソードルミネッセンス法によるガラス部分の断面内における波長６５０ｎｍ付近の発光強度は、中心コアの外周部およびその外側近傍の環状領域においてもっとも強く、中心コアの外側方向になだらかに減少するように分布している構成とすることが出来る。このように、発光強度の分布を規定することで、水素を含む原子結合の影響による波長１．５２μｍ付近の伝送損失の増加を防ぐことができる。   In the single mode optical fiber according to the first reference example, the emission intensity in the vicinity of the wavelength of 650 nm in the cross section of the glass portion by the cathodoluminescence method is strongest in the outer peripheral portion of the central core and the annular region in the vicinity of the outer periphery. It can be set as the structure distributed so that it may reduce to an outer side direction gently. In this way, by defining the emission intensity distribution, it is possible to prevent an increase in transmission loss in the vicinity of a wavelength of 1.52 μm due to the influence of atomic bonds including hydrogen.

第１の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、中心コアにゲルマニウムを添加することが出来る。また、ガラス部分の中心コアに隣接する環状領域にフッ素を添加することが出来る。更に、クラッドの塩素濃度を中心コアの塩素濃度より大きくすることが出来る。   In the single mode optical fiber according to the first reference example, germanium can be added to the central core. In addition, fluorine can be added to the annular region adjacent to the central core of the glass portion. Furthermore, the chlorine concentration of the cladding can be made larger than the chlorine concentration of the central core.

このように、中心コアにゲルマニウムが添加され、中心コアに隣接する環状領域にフッ素が添加され、またはクラッドの塩素濃度を中心コアの塩素濃度より大きくされていることは、光ファイバの伝送損失を増加させる構造欠陥を減少させる観点で望ましい。   Thus, germanium is added to the central core, fluorine is added to the annular region adjacent to the central core, or the chlorine concentration of the cladding is made larger than the chlorine concentration of the central core, the transmission loss of the optical fiber is reduced. This is desirable from the viewpoint of reducing the structural defects to be increased.

以上説明した第１の参考例に係るシングルモード光ファイバは、ガラス部分に重水素を拡散させて、ＮＢＯＨＣのスピン密度を減少させ、それによって過酸化ラジカルのスピン密度を増加させることにより製造することが可能である。   The single-mode optical fiber according to the first reference example described above is manufactured by diffusing deuterium in the glass portion to decrease the spin density of NBOHC and thereby increase the spin density of peroxide radicals. Is possible.

このように、耐水素処理として重水素を拡散することにより、ＮＢＯＨＣのスピン密度を減少させ、過酸化ラジカルのスピン密度を増加させることにより、水素の拡散により伝送損失が増加することのないシングルモード光ファイバを得ることが可能である。   Thus, by deuterium diffusion as a hydrogen-resistant treatment, the spin density of NBOHC is reduced, and the spin density of peroxide radicals is increased, so that transmission loss does not increase due to hydrogen diffusion. It is possible to obtain an optical fiber.

第２の参考例は、ガラス部分のＭＦＤ領域に含まれるＮＢＯＨＣの密度は、その外側のクラッド部分に含まれるＮＢＯＨＣの密度より低いことを特徴とする。   The second reference example is characterized in that the density of NBOHC contained in the MFD region of the glass part is lower than the density of NBOHC contained in the outer cladding part.

このように、光が伝搬する領域のＮＢＯＨＣの密度を低くすることにより、光ファイバの耐水素特性を向上させることが出来る。   Thus, by reducing the density of NBOHC in the light propagation region, the hydrogen resistance characteristics of the optical fiber can be improved.

第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、ガラス部分の中心から半径２５μｍの領域に含まれるＮＢＯＨＣの密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇ以下であることが望ましい。スピン密度の下限は特に限定されないが、通常は１．０×１０１１ｓｐｉｎｓ／ｇ程度である。 In the single mode optical fiber according to the second reference example, the density of NBOHC contained in a region having a radius of 25 μm from the center of the glass portion is 1 × 10 13 spins / g as a spin density value measured by the electron spin resonance method. The following is desirable. The lower limit of the spin density is not particularly limited, but is usually about 1.0 × 10 11 spins / g.

ＮＥＯＨＣの密度が１．０×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇを超えると、光ファイバに水素分子を拡散、含浸させた際に、波長１．５２μｍ付近に伝送損失が増加してしまう。 When the density of NEHC exceeds 1.0 × 10 13 spins / g, transmission loss increases in the vicinity of a wavelength of 1.52 μm when hydrogen molecules are diffused and impregnated in the optical fiber.

第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、クラッド部分の塩素濃度が１０００ｐｐｍ以上であることが望ましい。クラッド部分の塩素濃度の上限は特に限定されないが、通常は１００００ｐｐｍ程度である。   In the single mode optical fiber according to the second reference example, it is desirable that the chlorine concentration in the cladding portion is 1000 ppm or more. The upper limit of the chlorine concentration in the cladding portion is not particularly limited, but is usually about 10,000 ppm.

第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、ガラス部分に含まれる常磁性欠陥Ｓｉ−Ｅ’の密度が電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として５×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇ以上であることが望ましい。このスピン密度の上限は特に限定されないが、通常は１×１０１５ｓｐｉｎｓ／ｇ程度である。 In the single mode optical fiber according to the second reference example, the density of the paramagnetic defect Si-E ′ contained in the glass portion is 5 × 10 13 spins / g or more as the value of the spin density measured by the electron spin resonance method. It is desirable to be. The upper limit of the spin density is not particularly limited, but is usually about 1 × 10 15 spins / g.

これらのように、クラッド部分の塩素濃度およびガラス部分に含まれる常磁性欠陥Ｓｉ−Ｅ’の密度を規定することにより、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失を低くし、水素暴露による１．３８μｍＯＨ吸収損失増加量を小さくすることが可能である。   As described above, by defining the chlorine concentration in the cladding part and the density of the paramagnetic defect Si-E ′ contained in the glass part, the 1.38 μm OH absorption loss before hydrogen exposure is reduced, and 1.38 μm OH due to hydrogen exposure is reduced. It is possible to reduce the increase in absorption loss.

第２の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、室温で１気圧の水素ガスに暴露した後のガラス部分に拡散した水素分子によって生じる損失増加以外の損失増加が、１．３８μｍ〜１．４２μｍ波長において０．１ｄＢ／ｋｍ以下であることが望ましい。   In the single mode optical fiber according to the second reference example, the loss increase other than the loss increase caused by hydrogen molecules diffused in the glass portion after exposure to 1 atmosphere of hydrogen gas at room temperature is 1.38 μm to 1.42 μm wavelength. Is preferably 0.1 dB / km or less.

第３の参考例は、ガラス部分のＭＦＤ領域の中心部分に透過光を入射し、そのレーリー散乱光とラマン散乱光のずれを測定することによって得られる、ガラスの３員環構造を示す欠陥線と４員環構造を示す欠陥線との比率から求めた仮想温度が１２００℃以下であることを特徴とする。仮想温度の下限は、特に限定されないが、１０００℃程度である。   A third reference example is a defect line showing a three-membered ring structure of glass obtained by making transmitted light incident on the central portion of the MFD region of the glass portion and measuring the deviation between the Rayleigh scattered light and the Raman scattered light. The fictive temperature calculated | required from the ratio with the defect line which shows a 4-membered ring structure is 1200 degrees C or less, It is characterized by the above-mentioned. The lower limit of the fictive temperature is not particularly limited, but is about 1000 ° C.

このように、仮想温度を１２００℃以下とすることにより、水素暴露による１．３８μｍＯＨ吸収損失増加量を低くすることができる。   Thus, by setting the fictive temperature to 1200 ° C. or lower, the amount of 1.38 μm OH absorption loss increase due to hydrogen exposure can be reduced.

第３の参考例に係るシングルモード光ファイバにおいて、室温で１気圧の水素ガスに暴露した後の前記ガラス部分に拡散した水素分子によって生じる損失増加以外の損失増加が、１．３８μｍ〜１．４２μｍ波長において０．０５ｄＢ／ｋｍ以下であることが望ましい。   In the single mode optical fiber according to the third reference example, the loss increase other than the loss increase caused by hydrogen molecules diffused in the glass portion after being exposed to 1 atmosphere of hydrogen gas at room temperature is 1.38 μm to 1.42 μm. The wavelength is desirably 0.05 dB / km or less.

本発明によれば、水素含有雰囲気中に長時間保持しても伝送損失が増加することのない、耐水素性を有するシングルモード光ファイバを得ることが可能である。   According to the present invention, it is possible to obtain a single-mode optical fiber having hydrogen resistance that does not increase transmission loss even if it is kept in a hydrogen-containing atmosphere for a long time.

以下、発明を実施するための最良の形態について説明する。   The best mode for carrying out the invention will be described below.

図２は、第１の例に係るシングルモード光ファイバの屈折率分布構造の種々の例を示す説明図である。所望の屈折率分布は、石英に種々の元素を添加することにより得られるが、純石英よりも屈折率をあげる場合はＧｅを、下げる場合はＦを添加することが出来る。なお、これらを同時に添加して所望の屈折率分布を得ることも出来る。   FIG. 2 is an explanatory diagram showing various examples of the refractive index distribution structure of the single mode optical fiber according to the first example. The desired refractive index distribution can be obtained by adding various elements to quartz, and Ge can be added to increase the refractive index than pure quartz, and F can be added to lower it. These can be added simultaneously to obtain a desired refractive index profile.

図２（ａ）に示す屈折率分布構造では、中心コア１１の屈折率がクラッド１２の屈折率より高くなっている。そして、この屈折率分布構造を有する光ファイバは、Ｇｅドープした石英からなる中心コア１１と純石英からなるクラッド１２とからなり、塩素濃度が中心コア１１よりクラッド１２の方が相対的に高くされており、中心コア１１の塩素濃度は７００〜１３００ｐｐｍ、それより外側のクラッド１２の塩素濃度は１５００〜３０００ｐｐｍである。   In the refractive index distribution structure shown in FIG. 2A, the refractive index of the central core 11 is higher than the refractive index of the cladding 12. The optical fiber having this refractive index distribution structure is composed of a central core 11 made of Ge-doped quartz and a clad 12 made of pure quartz. The chlorine concentration of the clad 12 is relatively higher than that of the central core 11. The central core 11 has a chlorine concentration of 700 to 1300 ppm, and the outer cladding 12 has a chlorine concentration of 1500 to 3000 ppm.

図２（ｂ）に示す屈折率分布構造では、中心コア２１の屈折率はクラッド２３の屈折率より高く、環状領域２２の屈折率はクラッド２３の屈折率より低くなっている。そして、この屈折率分布構造を有する光ファイバは、Ｇｅドープした石英からなる中心コア２１と、微量のＦドープした石英からなる環状領域２２と、純石英からなるクラッド２３とからなり、塩素濃度が中心コア２１より環状領域２２、クラッド２３の方が相対的に高く、中心コア２１の塩素濃度は７００〜１３００ｐｐｍ、それより外側の環状領域２２、あるいはクラッド２３の塩素濃度は１５００〜３０００ｐｐｍである。   In the refractive index distribution structure shown in FIG. 2B, the refractive index of the central core 21 is higher than the refractive index of the cladding 23, and the refractive index of the annular region 22 is lower than the refractive index of the cladding 23. The optical fiber having the refractive index distribution structure includes a central core 21 made of Ge-doped quartz, an annular region 22 made of a small amount of F-doped quartz, and a clad 23 made of pure quartz, and has a chlorine concentration. The annular region 22 and the clad 23 are relatively higher than the central core 21, the chlorine concentration of the central core 21 is 700 to 1300 ppm, and the chlorine concentration of the annular region 22 or clad 23 outside thereof is 1500 to 3000 ppm.

図２（ｃ）に示す屈折率分布構造では、中心コア３１の屈折率および第２の環状領域３３の屈折率はクラッド３４の屈折率より高く、第１の環状領域３２の屈折率はクラッド３４の屈折率より低くなっている。そして、この屈折率分布構造を有する光ファイバは、Ｇｅドープした石英からなる中心コア３１と、Ｆドープした石英からなる第１の環状領域３２と、Ｇｅドープした石英からなる第２の環状領域３３と、純石英からなるクラッド３４とからなる。   In the refractive index distribution structure shown in FIG. 2C, the refractive index of the central core 31 and the refractive index of the second annular region 33 are higher than the refractive index of the cladding 34, and the refractive index of the first annular region 32 is the cladding 34. The refractive index is lower. The optical fiber having the refractive index distribution structure includes a central core 31 made of Ge-doped quartz, a first annular region 32 made of F-doped quartz, and a second annular region 33 made of Ge-doped quartz. And a clad 34 made of pure quartz.

なお、図２（ｃ）において、第１の環状領域３２の屈折率はクラッド３４の屈折率より低くなっているが、必ずしもその必要はなく、図３（ａ）に示すように、第１の環状領域３２の屈折率がクラッド３４の屈折率とほぼ等しいものであってもよい。   In FIG. 2C, the refractive index of the first annular region 32 is lower than the refractive index of the clad 34, but this is not always necessary, and as shown in FIG. The refractive index of the annular region 32 may be approximately equal to the refractive index of the clad 34.

図２（ｄ）に示す屈折率分布構造では、中心コア４１とクラッド４５との間に第１の環状領域４２、第２の環状領域４３および第３の環状領域４４を有し、中心コア４１の屈折率および第２の環状領域４３の屈折率はクラッド４５の屈折率より高く、第１の環状領域４２の屈折率および第３の環状領域４４の屈折率はクラッド４５の屈折率より低くなっている。   The refractive index distribution structure shown in FIG. 2D has a first annular region 42, a second annular region 43, and a third annular region 44 between the central core 41 and the clad 45. And the refractive index of the second annular region 43 are higher than the refractive index of the cladding 45, and the refractive index of the first annular region 42 and the refractive index of the third annular region 44 are lower than the refractive index of the cladding 45. ing.

なお、図２（ｄ）において、第１の環状領域４２の屈折率はクラッド４５の屈折率より低くなっているが、必ずしもその必要はなく、図３（ｂ）に示すように、第１の環状領域４２の屈折率がクラッド４５の屈折率とほぼ等しいものであってもよい。   In FIG. 2D, the refractive index of the first annular region 42 is lower than the refractive index of the clad 45, but this is not always necessary. As shown in FIG. The refractive index of the annular region 42 may be approximately equal to the refractive index of the cladding 45.

なお、上述の図１において、シングルモード光ファイバの外径は１２５μｍ±３μｍの範囲内にある。また、中心コア１１、２１の外径は７．５〜９．５μｍ、中心コア３１、４１の外径は３〜５μｍである。また、環状領域２２の外径は中心コア２１の外径の３〜６倍である。また、環状領域３２の外径は中心コア３１の外径の１．５〜３．５倍、環状領域３３の外径は環状領域３２の外径の１．２〜２．５倍である。さらに、環状領域４２の外径は中心コア４１の外径の１．５〜３．５倍、環状領域４３の外径は環状領域４２の外径の１．２〜２．５倍、環状領域４４の外径は環状領域４３の外径の１．０５〜２倍である。   In FIG. 1 described above, the outer diameter of the single mode optical fiber is in the range of 125 μm ± 3 μm. The outer diameters of the central cores 11 and 21 are 7.5 to 9.5 μm, and the outer diameters of the central cores 31 and 41 are 3 to 5 μm. Further, the outer diameter of the annular region 22 is 3 to 6 times the outer diameter of the central core 21. The outer diameter of the annular region 32 is 1.5 to 3.5 times the outer diameter of the central core 31, and the outer diameter of the annular region 33 is 1.2 to 2.5 times the outer diameter of the annular region 32. Further, the outer diameter of the annular region 42 is 1.5 to 3.5 times the outer diameter of the central core 41, and the outer diameter of the annular region 43 is 1.2 to 2.5 times the outer diameter of the annular region 42. The outer diameter of 44 is 1.05 to 2 times the outer diameter of the annular region 43.

図２および図３に示す屈折率分布構造を有するシングルモード光ファイバにおいて、いわゆるＭＦＤは、要求されるファイバ特性によって様々であるが、通常は４〜１２μｍ程度の範囲に入る。通常、光の伝搬する範囲はＭＦＤの２〜３倍の範囲となるのが普通であるから、伝送特性、特に伝送損失に影響を与える範囲は、ガラス部分の直径が約１２５μｍの通常の光ファイバにおいて、直径５０μｍ程度以下と考えられる。   In the single mode optical fiber having the refractive index distribution structure shown in FIGS. 2 and 3, so-called MFD varies depending on the required fiber characteristics, but usually falls within the range of about 4 to 12 μm. Usually, the range in which light propagates is usually two to three times the MFD. Therefore, the range affecting the transmission characteristics, particularly the transmission loss, is a normal optical fiber having a glass portion with a diameter of about 125 μm. The diameter is considered to be about 50 μm or less.

次に、上記図２（ａ）〜（ｃ）に示される屈折率分布構造を有するシングルモード光ファイバの試料について、常温での水素雰囲気暴露による水素ロスの増加とＯＨロスの増加の有無を調べるとともに、ＥＳＲ測定を行った。   Next, with respect to the sample of the single mode optical fiber having the refractive index distribution structure shown in FIGS. 2A to 2C, the presence or absence of an increase in hydrogen loss and an increase in OH loss due to exposure to a hydrogen atmosphere at room temperature is examined. At the same time, ESR measurement was performed.

その結果を下記表１に示す。なお、表１において、スピン濃度が空欄になっているところは、スピン密度が１０１２のオーダー以下であり、ＥＳＲの信号の検出レベル以下であることを示している。 The results are shown in Table 1 below. In Table 1, where the spin concentration is blank, the spin density is below the order of 10 12 and below the detection level of the ESR signal.

Figure 0004460069
Figure 0004460069

上記表１において、試料ＳＭ１〜ＳＭ６は、図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバ、試料ＳＭ７およびＳＭ８は、図２（ｂ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバ、試料ＮＺ１およびＮＺ１Ｄは、図２（ｃ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバである。   In Table 1, samples SM1 to SM6 are optical fibers having the refractive index distribution structure shown in FIG. 2A, and samples SM7 and SM8 are optical fibers having the refractive index distribution structure shown in FIG. NZ1 and NZ1D are optical fibers having a refractive index distribution structure shown in FIG.

また、表１において、耐水素性処理とは重水素雰囲気中で一定時間保持して光ファイバに重水素分子を拡散させる処理のことであり、「○」は処理済、「×」は未処理であることを示す。   In Table 1, the hydrogen resistance treatment is a treatment in which deuterium molecules are diffused in the optical fiber by holding in a deuterium atmosphere for a certain period of time. “O” means treated, “x” means untreated. Indicates that there is.

また、表１において、１．５２μｍ吸収増とは、Ｓｉ−Ｈ結合に起因する伝送損失の増加、いわゆる「水素ロス増」のことであり、常温で一定時間水素雰囲気に露出した際に損失増加が認められたものを「有」、認められなかったものを「無」としている。   In Table 1, the 1.52 μm absorption increase is an increase in transmission loss due to Si—H bonding, so-called “hydrogen loss increase”. Loss increases when exposed to a hydrogen atmosphere at room temperature for a certain period of time. "Yes" is given for items that are recognized, and "No" is indicated for items that are not.

また、表１において、１．３８μｍ吸収増とは、Ｓｉ−ＯＨ結合に起因する伝送損失増加、いわゆる「ＯＨロス増」のことであり、常温で一定時間水素雰囲気に暴露した際に損失増加が認められたものを「有」、認められなかったものを「無」としている。   In Table 1, 1.38 μm absorption increase means an increase in transmission loss due to Si—OH bond, so-called “OH loss increase”, and increase in loss when exposed to a hydrogen atmosphere at room temperature for a certain period of time. “Yes” indicates what was recognized, and “No” indicates that it was not.

表１中の各試料ＳＭＦについてのＥＳＲの測定結果は以下のとおりである。   The measurement results of ESR for each sample SMF in Table 1 are as follows.

試料「ＳＭ１」では、水素ロス増、ＯＨロス増が共に認められ、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が１．１×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）であり、１０１４のオーダーに達している。 In the sample “SM1”, both hydrogen loss increase and OH loss increase were recognized, and the spin density of NBOHC defects was 1.1 × 10 14 (spins / g), reaching the order of 10 14 .

試料「ＳＭ１Ｄ」は試料「ＳＭ１」と同一の光ファイバに耐水素性処理を施したものである。試料「ＳＭ１Ｄ」では、水素ロス増、ＯＨロス増は共に認められず、ＮＢＯＨＣ欠陥のＥＳＲ信号は検出されず、ＰＯＲ欠陥のスピン濃度が４．９×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）となっている。さらに試料「ＳＭ１Ｄ」では重水素が結合した常磁性欠陥種「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」の信号が検出された。 Sample “SM1D” is obtained by subjecting the same optical fiber as sample “SM1” to hydrogen resistance treatment. In the sample “SM1D”, neither hydrogen loss increase nor OH loss increase was observed, the ESR signal of the NBOHC defect was not detected, and the spin concentration of the POR defect was 4.9 × 10 13 (spins / g). . Furthermore, in the sample “SM1D”, a signal of a paramagnetic defect species “Si (D) -E ′” to which deuterium is bonded was detected.

試料「ＳＭ２」とそれに耐水素処理を施した試料「ＳＭ２Ｄ」は、試料「ＳＭ１」および試料「ＳＭ１Ｄ」と同様の結果を示した。即ち、試料「ＳＭ２」では、水素ロス増、ＯＨロス増が共に認められ、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度は１．２×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）になっている。また、試料「ＳＭ２Ｄ」では、水素ロス増、ＯＨロス増は共に認められず、ＰＯＲ欠陥のスピン密度が２．３×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）になっており、「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」の信号が検出された。 The sample “SM2” and the sample “SM2D” subjected to the hydrogen resistance treatment showed the same results as the sample “SM1” and the sample “SM1D”. That is, in the sample “SM2”, both hydrogen loss increase and OH loss increase are recognized, and the spin density of the NBOHC defect is 1.2 × 10 14 (spins / g). In the sample “SM2D”, neither hydrogen loss increase nor OH loss increase was observed, and the spin density of the POR defect was 2.3 × 10 13 (spins / g), and “Si (D) -E '"Signal detected.

試料「ＳＭ３」〜「ＳＭ６」は、水素ロス増は認められなかったが、ＯＨロス増が認められた光ファイバである。これらはＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が１０１３のオーダーである。またＰＯＲ欠陥の信号は検出されなかった。 Samples “SM3” to “SM6” are optical fibers in which no increase in hydrogen loss was observed, but an increase in OH loss was observed. These have an NBOHC defect spin density on the order of 10 13 . Further, no signal of POR defect was detected.

試料「ＳＭ７」、「ＳＭ８」は、水素ロス増もＯＨロス増も認められなかった光ファイバであり、ＮＢＯＨＣ欠陥の信号もＰＯＲ欠陥の信号も検出されなかった。   Samples “SM7” and “SM8” were optical fibers in which neither an increase in hydrogen loss nor an increase in OH loss was observed, and neither an NBOHC defect signal nor a POR defect signal was detected.

上述のＥＳＲの測定結果を整理すると、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が１０１４のオーダーに達すると、水素ロス増およびＯＨロス増が認められることがわかる。 By arranging the above ESR measurement results, it can be seen that an increase in hydrogen loss and an increase in OH loss are observed when the spin density of the NBOHC defect reaches the order of 10 14 .

また、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン濃度が１０１３のオーダーの場合には、水素ロス増は認められないが、ＯＨロス増は認められることがわかる。 It can also be seen that when the spin concentration of NBOHC defects is on the order of 10 13 , no increase in hydrogen loss is observed, but an increase in OH loss is observed.

さらに、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が検出できない大きさ（１０１２のオーダー以下）の場合には、水素ロス増もＯＨロス増も認められなくなることがわかる。 Furthermore, it can be seen that when the spin density of the NBOHC defect cannot be detected (less than the order of 10 12 ), neither an increase in hydrogen loss nor an increase in OH loss is recognized.

また、重水素分子の拡散による耐水素性処理により耐水素特性が向上すること自体は公知であるが、当該処理を施して実際に耐水素性を有する光ファイバからは、「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」欠陥の信号が検出された。   In addition, it is known that hydrogen resistance characteristics are improved by hydrogen resistance treatment by diffusion of deuterium molecules. However, an optical fiber actually having hydrogen resistance after the treatment is known as “Si (D) -E ′”. A defect signal has been detected.

次に、表１中のＮＺＤＳＦについての測定結果について説明する。   Next, measurement results for NZDSF in Table 1 will be described.

試料「ＮＺ１」はＡｅｆｆ＝７５μｍ２であり、１．５５μｍ帯で数ｐｓ／ｎｍ／ｋｍ程度の負の分散値を持つ光ファイバであって、ＮＢＯＨＣ欠陥のスピン密度が３．４×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）と１０１３のオーダーであり、水素ロス増は認められないが、ＯＨロス増は認められることがわかり、耐水素特性において前記ＳＭＦの場合（試料「ＳＭ３」〜「ＳＭ６」）と一致している。 Sample “NZ1” is an optical fiber having Aeff = 75 μm 2 and a negative dispersion value of about several ps / nm / km in the 1.55 μm band, and the spin density of the NBOHC defect is 3.4 × 10 13 ( spins / g) and an order of 10 13 and no increase in hydrogen loss is observed, but an increase in OH loss is observed. In the case of the SMF in terms of hydrogen resistance (samples “SM3” to “SM6”) Match.

耐水素性処理を施した試料「ＮＺ１Ｄ」では、ＮＢＯＨＣ欠陥のＥＳＲ信号は検出されず、ＰＯＲ欠陥のスピン密度が２．７×１０１３（ｓｐｉｎｓ／ｇ）となって、水素ロス増、ＯＨロス増は共に認められなかった。さらに試料「ＮＺ１Ｄ」でも前述の試料「ＳＭ１Ｄ」と同様、重水素が結合した常磁性欠陥種「Ｓｉ（Ｄ）−Ｅ’」の信号が検出された。 In the sample “NZ1D” subjected to the hydrogen resistance treatment, the ESR signal of the NBOHC defect was not detected, and the spin density of the POR defect was 2.7 × 10 13 (spins / g), and the hydrogen loss increased and the OH loss increased. Neither was recognized. Further, in the sample “NZ1D”, a signal of the paramagnetic defect species “Si (D) -E ′” to which deuterium is bonded was detected as in the above-described sample “SM1D”.

次に、カソードルミネッセンス法による光ファイバ断面内の波長６５０ｎｍ付近の発光強度分布について説明する。   Next, the emission intensity distribution near the wavelength of 650 nm in the cross section of the optical fiber by the cathodoluminescence method will be described.

カソードルミネッセンス法とは、電子線を対象物に当てた際に放出される紫外線、可視光、あるいは近赤外線の波長と強度から、含まれる欠陥種およびその密度、あるいは応力などを分析する手法である。波長６５０ｎｍ付近の発光はＮＢＯＨＣによることがわかっており、当該技術を用いて光ファイバ断面内のＮＢＯＨＣ分布を調べた。その結果を図４に示す。   The cathodoluminescence method is a technique for analyzing the types of defects and their density or stress from the wavelength and intensity of ultraviolet, visible, or near-infrared rays emitted when an electron beam is applied to an object. . It is known that the light emission in the vicinity of the wavelength of 650 nm is due to NBOHC, and the NBOHC distribution in the cross section of the optical fiber was examined using this technique. The result is shown in FIG.

図４から、以下のことがいえる。   From FIG. 4, the following can be said.

（１）図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバの一例である試料「ＳＭ１」の発光強度分布を図４（ａ）に示す。   (1) The emission intensity distribution of the sample “SM1” which is an example of the optical fiber having the refractive index distribution structure shown in FIG.

図４（ａ）からわかるように、試料「ＳＭ１」の発光は中心コア１１とクラッド１２との境界部分（モードフィールド周辺部分）がもっとも強く、中心コア１１の外側では急激に強度が弱くなる。また、中心コア１１中心付近の発光強度は中心コア１１の外周部分に比べて弱く、クラッド１３の発光強度はさらに弱い。   As can be seen from FIG. 4A, the light emission of the sample “SM1” is strongest at the boundary portion (mode field peripheral portion) between the central core 11 and the cladding 12, and the intensity suddenly decreases outside the central core 11. Further, the emission intensity in the vicinity of the center of the central core 11 is weaker than that of the outer periphery of the central core 11, and the emission intensity of the clad 13 is even weaker.

また、発光強度が最大となる部分の光ファイバ中心からの距離（半径）をＲ、その外側で発光強度が最大強度の２０％となる部分の距離をｒとすると、外径が７．５〜９．５μｍの中心コア１１に対して、３μｍ＜Ｒ＜４．５μｍ、５μｍ＜ｒ＜６μｍになり、光ファイバの中心からＲを超えると、発光強度は急激に低下する。   Further, when the distance (radius) from the center of the optical fiber of the portion where the light emission intensity is maximum is R, and the distance of the portion where the light emission intensity is 20% of the maximum intensity outside thereof is r, the outer diameter is 7.5 to With respect to the central core 11 of 9.5 μm, 3 μm <R <4.5 μm and 5 μm <r <6 μm are satisfied, and when the optical fiber exceeds R from the center of the optical fiber, the emission intensity rapidly decreases.

この光ファイバは、上述のようにＮＢＯＨＣがモードフィールド周辺部分に集中しており、また、ＮＢＯＨＣが、上記表１からわかるように、ＥＳＲによる測定で検出され、耐水素性に問題がある。   In this optical fiber, as described above, NBOHC is concentrated in the periphery of the mode field, and as can be seen from Table 1, NBOHC is detected by measurement by ESR, and there is a problem in hydrogen resistance.

（２）図２（ｂ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバの一例である試料「ＳＭ７」の発光強度分布を図４（ｂ）に示す。   (2) FIG. 4B shows the emission intensity distribution of the sample “SM7” which is an example of the optical fiber having the refractive index distribution structure shown in FIG.

図４（ｂ）からわかるように、試料「ＳＭ７」の発光は環状領域２２および環状領域２２とクラッド２３との境界部分（ＭＦＤ周辺部分）がもっとも強く、環状領域２２の外側では、図４（ａ）に比較して緩やかに強度が弱くなる。また、中心コア２１の中心付近の発光はＭＦＤ周辺部分に比べて弱く、クラッド２３の発光強度はさらに弱い。   As can be seen from FIG. 4B, the emission of the sample “SM7” is strongest in the annular region 22 and the boundary portion between the annular region 22 and the clad 23 (peripheral portion of the MFD). Compared with a), the strength gradually decreases. Further, the light emission near the center of the central core 21 is weaker than that around the MFD, and the light emission intensity of the clad 23 is even weaker.

また、発光強度が最大となる部分の光ファイバ中心からの距離（半径）をＲ、その外側で発光強度が最大強度の２０％となる部分の距離をｒとすると、前記の大きさの内外径を有する環状領域２２に対して、４μｍ＜Ｒ＜６μｍ、９μｍ＜ｒ＜１５μｍになり、光ファイバの中心からＲを超えると、発光強度は緩やかに低下する。   Further, when the distance (radius) from the center of the optical fiber of the portion where the light emission intensity is maximum is R, and the distance of the portion where the light emission intensity is 20% of the maximum intensity outside the distance is r, the inner and outer diameters of the above-mentioned sizes 4 μm <R <6 μm and 9 μm <r <15 μm with respect to the annular region 22, and the emission intensity gradually decreases when exceeding R from the center of the optical fiber.

この光ファイバでは、上述のようにＮＢＯＨＣがモードフィールド周辺部分に集中せず、その外側に分散しており、また、ＮＢＯＨＣが、表１からわかるように、ＥＳＲによる測定で検出されず、耐水素性にも問題は生じない。   In this optical fiber, as described above, NBOHC is not concentrated in the peripheral portion of the mode field but is dispersed outside, and NBOHC is not detected by measurement by ESR, as shown in Table 1, and is resistant to hydrogen. There is no problem.

（３）図２（ｃ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバの一例である試料「ＮＺ１」の発光強度分布を図４（ｃ）に示す。   (3) The emission intensity distribution of the sample “NZ1” which is an example of the optical fiber having the refractive index distribution structure shown in FIG. 2C is shown in FIG.

図４（ｃ）からわかるように、「ＮＺ１」の発光は、Ｆが添加されている環状領域３２（ＭＦＤ内で屈折率の低い部分）で強く、Ｇｅが添加されている中心コア３１および環状領域３３（ＭＦＤ内で屈折率の高い部分）で弱くなっている。また、ＦもＧｅも添加されていないクラッド３４は発光強度がもっとも弱い。この結果は、耐水素性処理を行った試料「ＮＺ１Ｄ」においても同様である。   As can be seen from FIG. 4C, the emission of “NZ1” is strong in the annular region 32 (the portion having a low refractive index in the MFD) to which F is added, and the central core 31 and the ring to which Ge is added. It is weak in the region 33 (the portion having a high refractive index in the MFD). Further, the clad 34 to which neither F nor Ge is added has the weakest emission intensity. This result is the same for the sample “NZ1D” subjected to the hydrogen resistance treatment.

ところで、耐水素性処理を行った試料「ＳＭ１Ｄ」と試料「ＳＭ２Ｄ」では、ＥＳＲではＢＮＯＣＨは検出されないが、カソードルミネッセンス法ではＮＢＯＣＨの発光が観察される。   By the way, in the samples “SM1D” and “SM2D” subjected to the hydrogen resistance treatment, BNOCH is not detected by ESR, but emission of NBOCH is observed by the cathodoluminescence method.

このように、耐水素性処理によりＥＳＲではＮＢＯＣＨが検出されなくなった光ファイバでも、カソードルミネッセンス法ではＮＢＯＣＨの発光が観察される。   Thus, even with an optical fiber in which NBOCH is no longer detected by ESR due to hydrogen resistance treatment, emission of NBOCH is observed by the cathodoluminescence method.

その理由は、以下のように観察される。即ち、
（ａ）ＥＳＲの感度よりカソードルミネッセンス法の感度の方が高い。 The reason is observed as follows. That is,
(A) The sensitivity of the cathodoluminescence method is higher than the sensitivity of ESR.

（ｂ）光ファイバ断面内の残留応力のある部分やガラス構造の弱い部分（ＥＳＲでは検出不可能）を反映している。   (B) Reflects a portion having a residual stress in the cross section of the optical fiber and a portion having a weak glass structure (not detectable by ESR).

なお、図４に示すカソードルミネッセンス法による発光強度分布の測定結果は、あくまでも光ファイバ断面における発光強度分布の相対比較を表すものであり、光ファイバ相互の発光強度分布の絶対比較の指標とはならない。実際のＮＢＯＨＣのスピン密度の比較は、ＥＳＲによる測定結果から得られた数値を使って行う。   Note that the measurement result of the emission intensity distribution by the cathodoluminescence method shown in FIG. 4 merely represents a relative comparison of the emission intensity distribution in the optical fiber cross section, and does not serve as an index for absolute comparison of the emission intensity distribution between the optical fibers. . Comparison of actual NBOHC spin densities is performed using numerical values obtained from ESR measurement results.

上記ＥＳＲ法の測定結果およびカソードルミネッセンス法による発光強度分布の観察結果から、以下の結論が得られる。すなわち、
（１）耐水素性の問題点として「水素ロス増」と「ＯＨロス増」がある。ＮＢＯＨＣの密度が、ＥＳＲ法によって得られたスピン密度の値として１．０×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）を超える場合、水素ロス増やＯＨロス増が生ずる。したがって、水素ロス増やＯＨロス増が生じない光ファイバを得るためには、少なくともＮＢＯＨＣのスピン密度が１．０×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）以下でなければならない。 The following conclusions can be obtained from the measurement results of the ESR method and the observation results of the emission intensity distribution by the cathodoluminescence method. That is,
(1) “Hydrogen loss increase” and “OH loss increase” are problems of hydrogen resistance. When the density of NBOHC exceeds 1.0 × 10 14 (spins / g) as the value of the spin density obtained by the ESR method, an increase in hydrogen loss and an increase in OH loss occur. Therefore, in order to obtain an optical fiber in which no increase in hydrogen loss or increase in OH loss occurs, the spin density of NBOHC must be at least 1.0 × 10 14 (spins / g) or less.

（２）ＮＢＯＣＨのスピン密度が１．０×１０１４（ｓｐｉｎｓ／ｇ）以下の場合は、水素ロス増は生じないが、ＯＨロス増が生ずることがある。一方、ＮＢＯＨＣのスピン密度が１０１２（ｓｐｉｎｓ／ｇ）オーダー以下の場合は、水素ロス増もＯＨロス増も生じない。すなわち、ＮＢＯＨＣのスピン密度が１０１２（ｓｐｉｎｓ／ｇ）オーダー以下であることが、水素ロス増やＯＨロス増が生じない光ファイバとして望ましい条件となる。 (2) When the spin density of NBOCH is 1.0 × 10 14 (spins / g) or less, hydrogen loss does not increase, but OH loss may increase. On the other hand, when the spin density of NBOHC is on the order of 10 12 (spins / g) or less, neither an increase in hydrogen loss nor an increase in OH loss occurs. That is, the NBOHC spin density of the order of 10 12 (spins / g) or less is a desirable condition for an optical fiber that does not increase hydrogen loss or OH loss.

（３）耐水素性処理を施した光ファイバは、ＮＢＯＨＣが検出されなくなり、代わってＰＯＲおよびＳｉ（Ｄ）−Ｅ’が検出されるようになる。ただし、この場合は水素ロス増もＯＨロス増も発生しない。この条件も水素ロス増やＯＨロス増が生じない光ファイバとして望ましい。   (3) In the optical fiber subjected to the hydrogen resistance treatment, NBOHC is not detected, and POR and Si (D) -E ′ are detected instead. However, in this case, neither hydrogen loss increase nor OH loss increase occurs. This condition is also desirable for an optical fiber that does not increase hydrogen loss or OH loss.

（４）カソードルミネッセンス法によって、光ファイバ断面内のＮＢＯＨＣ分布を観察することが可能である。例えば、図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有するＧｅドープＳＭＦでは、ＮＢＯＨＣに起因する６５０ｎｍ波長付近の発光強度は、中心コア１１とクラッド１２の境界面付近が集中してもっとも強く、以下中心コア１１、クラッド１２の順で弱くなる。   (4) The NBOHC distribution in the cross section of the optical fiber can be observed by the cathodoluminescence method. For example, in the Ge-doped SMF having the refractive index distribution structure shown in FIG. 2A, the emission intensity in the vicinity of the wavelength of 650 nm due to NBOHC is strongest in the vicinity of the boundary surface between the central core 11 and the clad 12, It becomes weaker in the order of the central core 11 and the cladding 12.

（５）また、例えば図２（ｂ）に示す屈折率分布構造を有するような、Ｇｅドープコアの周辺に微量のＦがドープされているようなＳＭＦでは、ＮＢＯＨＣに起因する６５０ｎｍ波長付近の発光強度は、中心コア２１の外側のＦドープ領域である環状領域２２でもっとも強く、中心コア２１の外側方向になだらかに減少し、以下Ｇｅドープ部分である中心コア２１、クラッド２３の順に弱くなる。言い換えると、この光ファイバは、図２（ａ）に示す屈折率分布構造を有する光ファイバに比して、ＮＢＯＨＣが集中せず、モードフィールド周辺部およびその外側に分散している。 (5) In the SMF in which a small amount of F is doped around the Ge-doped core, for example, having the refractive index distribution structure shown in FIG. 2B , the emission intensity in the vicinity of the wavelength of 650 nm caused by NBOHC Is the strongest in the annular region 22 that is the F-doped region outside the central core 21, and gradually decreases in the outer direction of the central core 21, and then becomes weaker in the order of the central core 21 that is the Ge-doped portion and the cladding 23. In other words, NBOHC is not concentrated in this optical fiber as compared with the optical fiber having the refractive index distribution structure shown in FIG.

図２（ｂ）に示される屈折率分布形状は、図２（ａ）に示される屈折率分布形状と比較して耐水素特性に対して優れている。   The refractive index profile shown in FIG. 2 (b) is superior in hydrogen resistance as compared to the refractive index profile shown in FIG. 2 (a).

（６）さらに、例えば図２（ｃ）に示すように、Ｇｅドープされた中心コア３１の外周にＦドープされた第１の環状領域３２を設け、さらにその外周にＧｅドープされた第２の環状領域３３を設けた屈折率分布構造を有するシングルモード光ファイバでは、６５０ｎｍ付近の発光強度は環状領域３２、環状領域３３、クラッド３４の順となる。なお、図２（ｄ）に示されるような屈折率分布構造を有する光ファイバについても、同様の現象が発生する。   (6) Further, as shown in FIG. 2C, for example, a first annular region 32 that is F-doped is provided on the outer periphery of the Ge-doped central core 31, and a second Ge-doped second region is provided on the outer periphery. In the single mode optical fiber having a refractive index distribution structure provided with the annular region 33, the emission intensity in the vicinity of 650 nm is in the order of the annular region 32, the annular region 33, and the cladding. Note that the same phenomenon occurs in an optical fiber having a refractive index distribution structure as shown in FIG.

したがって、良好な耐水素特性を持つシングルモード光ファイバの条件として、上記結論の（１）は必須であり、（２）〜（３）は望ましい条件となる。また、（４）〜（６）は上記（１）〜（３）を裏付けるための条件として重要なものである。   Therefore, as a condition of a single mode optical fiber having good hydrogen resistance, the above conclusion (1) is essential, and (2) to (3) are desirable conditions. Further, (4) to (6) are important as conditions for supporting the above (1) to (3).

次に、第２の例に係るシングルモード光ファイバについて説明する。   Next, a single mode optical fiber according to a second example will be described.

既に述べたように、光ファイバの耐水素特性の改善に関しては、耐水素性の劣化にガラスが持つ構造欠陥、特に酸素に起因する構造欠陥が大きく関与していることが従来から言われている。このうち、ＥＳＲ法で検出される常磁性欠陥として、図１（ａ）に示す構造の欠陥（非架橋酸素欠陥：ＮＢＯＨＣ）がよく知られている。   As already described, regarding the improvement of the hydrogen resistance characteristics of optical fibers, it has been said that the structural defects of glass, particularly the structural defects caused by oxygen, are largely involved in the deterioration of hydrogen resistance. Among these, as a paramagnetic defect detected by the ESR method, a defect having a structure shown in FIG. 1A (non-bridging oxygen defect: NBOHC) is well known.

ＮＢＯＨＣがファイバ中に存在している場合、拡散によってガラス中に水素分子が進入してくると
≡ Si - O ・ + ・ H → ≡ Si - O - H
という反応が起こり、ＯＨ基が生成され、その結果、１．３８μｍ波長のＯＨ吸収損失の増加が起こる。 When NBOHC is present in the fiber, if hydrogen molecules enter the glass by diffusion, ≡ Si-O · + · H → ≡ Si-O-H
Reaction occurs, and OH groups are generated. As a result, an increase in OH absorption loss at a wavelength of 1.38 μm occurs.

ＭＦＤ内、もしくはその近傍の光が伝搬する部分にＮＢＯＨＣが大量に存在すると、耐水素特性は劣化すると考えられる。本発明者らは、様々な光ファイバにおいて、ガラスの外径が約１２５μｍの状態と、そのファイバをＨＦによって直径約５０μｍまでエッチングした状態とについて、それぞれＥＳＲ法により、含有しているＮＢＯＨＣのスピン密度を測定した。   If a large amount of NBOHC exists in a portion where light propagates in or near the MFD, it is considered that the hydrogen resistance characteristics deteriorate. In various optical fibers, the present inventors have determined that the spin of NBOHC contained in each of the state where the outer diameter of the glass is about 125 μm and the state where the fiber is etched to about 50 μm in diameter by HF, respectively Density was measured.

エッチング後の外径を約５０μｍとしたのは、光導波部分の欠陥状態を解明したい（クラッドの影響を除去したデータを採りたい）という理由の他に、ＥＳＲ測定時のサンプルハンドリングの点で、その程度の細さが限界であるという理由による。   The reason why the outer diameter after etching is about 50 μm is that, in addition to the reason of wanting to elucidate the defect state of the optical waveguide portion (want to take data that removes the influence of the cladding), in terms of sample handling at the time of ESR measurement, This is because the thinness is the limit.

本発明者らはまた、これらの試料を常温１気圧下で水素雰囲気に暴露させ、ファイバ内に十分に水素分子を拡散させた時の１．５２μｍ波長、あるいは１．３８〜１．４２μｍ波長の水素による吸収損失増加量との関連を調査した。ここでは、図２（ａ）に示す屈折率分布を有する光ファイバ（いわゆる一般的なシングルモード光ファイバ）についての測定結果を示す。   The inventors also exposed these samples to a hydrogen atmosphere at room temperature under 1 atm, and 1.52 μm wavelength or 1.38 to 1.42 μm wavelength when hydrogen molecules were sufficiently diffused in the fiber. The relationship with the increase in absorption loss due to hydrogen was investigated. Here, the measurement result about the optical fiber (so-called general single mode optical fiber) having the refractive index distribution shown in FIG.

下記表２に、ＥＳＲ測定結果、および水素による伝送損失の挙動を示した。   Table 2 below shows the ESR measurement results and the behavior of transmission loss due to hydrogen.

Figure 0004460069
Figure 0004460069

上記表２において、試料Ｎｏ．に「Ｅ」と付いているもの（例えばＳＭ９Ｅ）は、ＨＦエッチングを行った外径約５０μｍの試料を示しており、「Ｅ」の付いていないものはエッチング前の外径約１２５μｍの試料である。また、１．３８μｍ吸収増加の単位は、「ｄＢ／ｋｍ」である。   In Table 2 above, sample no. Samples with an “E” (for example, SM9E) are samples having an outer diameter of about 50 μm after HF etching, and samples without an “E” are samples with an outer diameter of about 125 μm before etching. is there. The unit of 1.38 μm absorption increase is “dB / km”.

１．５２μｍ吸収は、水素分子と過酸化ラジカル（≡Ｓｉ−Ｏ−Ｏ・）の結合によるものと言われているが、他にも原因が考えられ、今のところ定説はない。上記表２では、水素暴露前の損失値と暴露後の損失値を比較して、この波長に吸収ピークが認められたものを「有」、認められなかったものを「無」として表した。   The 1.52 μm absorption is said to be due to the bond between hydrogen molecules and peroxide radicals (≡Si—O—O.), But there are other causes, and there is no established theory so far. In Table 2 above, the loss value before exposure to hydrogen and the loss value after exposure were compared, and those having an absorption peak at this wavelength were indicated as “Yes”, and those not observed were indicated as “No”.

１．３８μｍ吸収は、前述の通り、ファイバ内に拡散した水素分子とＮＢＯＨＣとが反応して生じたＯＨ基によるものであり、水素暴露前と暴露後の損失値の増加量として示した。なお、ＮＢＯＨＣスピン密度が「ＮＤ」となっているのは、測定を行ったＥＳＲ装置、および測定条件において検出下限（１×１０１２ｓｐｉｎｓ／ｇ）以下であったことを示している。 As described above, 1.38 μm absorption is due to OH groups generated by the reaction between hydrogen molecules diffused in the fiber and NBOHC, and is shown as an increase in loss value before and after exposure to hydrogen. The NBOHC spin density of “ND” indicates that the ESR apparatus used for the measurement and the measurement conditions were below the lower limit of detection (1 × 10 12 spins / g).

それぞれの試料の製造方法は以下の通りである。   The manufacturing method of each sample is as follows.

試料ＳＭ９：ＶＡＤ法で製造したコアにクラッドを別工程で合成し、付与した。コア部分の多孔質体を透明化する工程で、雰囲気ガス中に酸素を１％存在させ、強制的に酸素過剰なガラスとした。   Sample SM9: A clad was synthesized and applied to a core manufactured by the VAD method in a separate process. In the step of transparentizing the porous body in the core portion, 1% oxygen was present in the atmospheric gas to forcibly form an oxygen-excess glass.

母材外径は８０ｍｍ、線引速度は１０００ｍ／ｍｉｎ、線引炉温は最高温度で２０５０℃、後述する図９に示す線引装置で線引きした。このときの除冷部分の長さは１５００ｍｍ、メニスカス長は３５０ｍｍであった。 The outer diameter of the base material was 80 mm, the drawing speed was 1000 m / min, the drawing furnace temperature was 2050 ° C. at the maximum temperature, and drawing was performed with a drawing apparatus shown in FIG . At this time, the length of the cooling portion was 1500 mm, and the meniscus length was 350 mm.

試料ＳＭ１０：試料ＳＭ９と同一工程で製造した。ただし、線引速度は５００ｍ／ｍｉｎ．、線引炉温は最高温度で１９５０℃とした。メニスカス長は３５０ｍｍであった。   Sample SM10: Produced in the same process as Sample SM9. However, the drawing speed is 500 m / min. The drawing furnace temperature was 1950 ° C. as the maximum temperature. The meniscus length was 350 mm.

試料ＳＭ１１：試料ＳＭ９と同一工程でファイバを製造した。ただし、コアを透明化する時に酸素は存在させなかった。   Sample SM11: A fiber was manufactured in the same process as Sample SM9. However, no oxygen was present when clearing the core.

試料ＳＭ１２：試料ＳＭ１０と同一工程でファイバを製造した。ただし、コアを透明化する時に酸素は存在させなかった。   Sample SM12: A fiber was manufactured in the same process as Sample SM10. However, no oxygen was present when clearing the core.

試料ＳＭ１３：試料ＳＭ１２と同一工程で母材を製造した。線引速度は５００ｍ／ｍｉｎ．、線引炉温は最高温度で１９５０℃としたが、炉内ガスの流れを調整して、メニスカス長を４２０ｍｍと長くした。   Sample SM13: A base material was manufactured in the same process as Sample SM12. The drawing speed is 500 m / min. The drawing furnace temperature was 1950 ° C. as the maximum temperature, but the meniscus length was increased to 420 mm by adjusting the flow of gas in the furnace.

以上の結果をまとめると、以下の通りとなる。   The above results are summarized as follows.

（１）コア多孔質体の透明化を酸素雰囲気下で行うと、水素暴露により１．５２μｍ吸収が生ずるが、酸素の無い雰囲気でコア多孔質体の透明化を行った場合には、水素暴露により１．５２μｍ吸収は生じない。   (1) When the core porous body is made transparent in an oxygen atmosphere, 1.52 μm absorption occurs due to hydrogen exposure, but when the core porous body is made transparent in an oxygen-free atmosphere, hydrogen exposure Does not cause 1.52 μm absorption.

これは、従来から言われてきた酸素過剰ガラスに１．５２μｍ吸収が生じ易いということと一致する。従って、酸素過剰な状態にならないようにガラスを製造すれば、１．５２μｍ吸収を防止できるものと考えられる。   This is consistent with the fact that 1.52 μm absorption is likely to occur in the oxygen-excess glass that has been said in the past. Therefore, it is considered that 1.52 μm absorption can be prevented if glass is produced so as not to be in an oxygen-excess state.

以下、１．５２μｍ吸収については触れずに、波長１．３８μｍのＯＨ吸収に絞って説明する。   Hereinafter, the description will focus on OH absorption at a wavelength of 1.38 μm without mentioning 1.52 μm absorption.

（２）ＨＦエッチングでＭＦＤ近傍のＮＢＯＨＣ密度を測定した結果と、波長１．３８μｍのＯＨ吸収増加量との関係を整理すると、図５に示すグラフの通りとなる。   (2) The relationship between the result of measuring the NBOHC density in the vicinity of MFD by HF etching and the increase in OH absorption at a wavelength of 1.38 μm is as shown in the graph of FIG.

図５において、菱形マークは酸素過剰ガラスから作成した試料（ＳＭ９、ＳＭ１０）、正方形マークは無酸素条件で製造したガラスから作成した試料（ＳＭ１１〜ＳＭ１３）についてのデータである。図５のグラフから、ＮＢＯＨＣ密度と水素暴露による伝送損失増との関係は、上記試料群間で差があり、酸素過剰ガラスから作成した試料の方が無酸素条件で製造したガラスから作成した試料よりも、同一ＮＢＯＨＣ密度の場合に、より大きな伝送損失増を起こすことが判る。これは、過酸化ラジカルと水素が反応してＯＨ基が生成されているためと考えられる。   In FIG. 5, rhombus marks are data about samples (SM9, SM10) made from oxygen-excess glass, and square marks are data about samples (SM11 to SM13) made from glass manufactured under oxygen-free conditions. From the graph of FIG. 5, the relationship between the NBOHC density and the increase in transmission loss due to hydrogen exposure is different between the above sample groups, and the sample prepared from oxygen-excess glass is a sample prepared from glass manufactured under anoxic conditions. It can be seen that a larger increase in transmission loss occurs when the NBOHC density is the same. This is presumably because an OH group is generated by reaction of a peroxide radical with hydrogen.

以下、試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３について説明する。   Hereinafter, the samples SM11 to SM13 will be described.

従来から、線引時の冷却条件によって、光ファイバ中に残留する構造欠陥量が左右されることが知られており、一般に冷却速度が遅いほうが欠陥残留量は少ない。試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３は、以下の理由から冷却条件を変えて製造したものと考えることが出来る。   Conventionally, it is known that the amount of structural defects remaining in an optical fiber depends on the cooling conditions during drawing, and generally the lower the cooling rate, the smaller the amount of residual defects. It can be considered that the samples SM11 to SM13 were manufactured by changing the cooling conditions for the following reasons.

すなわち、試料ＳＭ１１と試料ＳＭ１２とでは線引き速度は試料ＳＭ１１の方が早いが、メニスカス長を同一としたため、試料ＳＭ１１の方が試料ＳＭ１２よりも冷却速度が早いことになる。同様に、試料ＳＭ１２と試料ＳＭ１３とでは、線引き速度は同じだがメニスカス長が試料ＳＭ１２の方が短いため、試料ＳＭ１２の方が試料ＳＭ１３よりも冷却速度は早い。   That is, the sample SM11 and the sample SM12 have a higher drawing speed than the sample SM11. However, since the meniscus length is the same, the sample SM11 has a faster cooling rate than the sample SM12. Similarly, the sample SM12 and the sample SM13 have the same drawing speed but the meniscus length is shorter in the sample SM12, so that the sample SM12 has a faster cooling rate than the sample SM13.

試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３の冷却速度をそれぞれＣ３，Ｃ４，Ｃ５とし、ＮＢＯＨＣ含有量をＮ３，Ｎ４，Ｎ５とし、１．３８μｍのＯＨ吸収増加量をα３，α４，α５とすると、
C3＞C4＞C5 , N3＞N4＞N5 , α3＞α4＞α5
という関係があることが判った。 When the cooling rates of the samples SM11 to SM13 are C3, C4, and C5, the NBOHC content is N3, N4, and N5, and the OH absorption increase of 1.38 μm is α3, α4, and α5,
C3>C4> C5, N3>N4> N5, α3>α4> α5
It was found that there is a relationship.

そこで、本発明者らは、このＮＢＯＨＣ欠陥濃度と１．３８μｍのＯＨ吸収増加量との関係をさらに定量化して臨界条件を明らかにすることと、それを制約する線引き装置の条件を明らかにすることを検討した。   Therefore, the present inventors further quantify the relationship between the NBOHC defect concentration and the 1.38 μm OH absorption increase to clarify the critical condition, and the condition of the drawing apparatus that restricts the critical condition. I examined that.

その結果、以下の条件（１）が必要であることが判明した。   As a result, it was found that the following condition (1) is necessary.

（１）少なくともＧｅ、またはＦ、あるいはその両者が添加された石英系ガラスからなるシングルモード光ファイバにおいて、そのガラス部分は少なくとも中心コアおよびクラッドを含んでおり、該ガラス部分の外径が約１２５μｍであって、ＭＦＤ部分とその外側のクラッド部分が含有する非架橋酸素欠陥の密度を比較した場合、ＭＦＤ部分の方がクラッド部分より低いこと。   (1) In a single mode optical fiber made of silica-based glass to which at least Ge, F, or both are added, the glass portion includes at least a central core and a cladding, and the outer diameter of the glass portion is about 125 μm. And when the density of the non-bridging oxygen defect which the MFD part and the clad part of the outer side contain is compared, the MFD part is lower than the clad part.

また、更に、以下の条件（２）を満たすことが望ましいことが判明した。   Furthermore, it has been found desirable to satisfy the following condition (2).

（２）ガラス部分の中心部分（半径２５μｍの領域）が含有する非架橋酸素欠陥の密度が、電子スピン共鳴法により測定されるスピン密度の値として１×１０１３ｓｉｐｉｎｓ／ｇ以下であること。 (2) The density of non-bridging oxygen defects contained in the central part (region having a radius of 25 μm) of the glass part is 1 × 10 13 sipins / g or less as a spin density value measured by electron spin resonance.

本発明者らの検討結果によると、上記条件を満たしている光ファイバでは、常温１気圧の水素暴露による１．３８μｍのＯＨ吸収増加量は、０．１ｄＢ／ｋｍ以下となった。   According to the examination results of the present inventors, in an optical fiber satisfying the above conditions, the increase in OH absorption at 1.38 μm due to exposure to hydrogen at room temperature of 1 atm was 0.1 dB / km or less.

次に、線引き中の物質拡散によってガラス内を移動する元素と、それによって生じる常磁性欠陥について検討した結果について説明する。   Next, an explanation will be given of the results of studying elements that move in the glass due to material diffusion during drawing, and paramagnetic defects caused by the elements.

線引き前のガラス母材はＯＨ基を含有しないことが望ましい。これを実現するために、合成ガラスの製造工程では塩素で多孔質体を処理することが一般的に行われている。従って、ＯＨ基含有量の少ない合成石英ガラスには一般的に塩素が多く含まれている。塩素はガラス中では酸素を置換した形でＳｉと結合していると考えられるが、この結合は線引き中の加熱や応力によって容易に切断され、Ｅ’センター（Ｓｉ−Ｅ’：図１（ｃ））と呼ばれる常磁性欠陥が生成することが知られている。   It is desirable that the glass base material before drawing does not contain OH groups. In order to achieve this, a porous body is generally treated with chlorine in the synthetic glass manufacturing process. Accordingly, synthetic quartz glass having a low OH group content generally contains a large amount of chlorine. Chlorine is considered to be bonded to Si in the form of oxygen substitution in the glass, but this bond is easily cut by heating and stress during drawing, and E ′ center (Si-E ′: FIG. 1 (c) It is known that paramagnetic defects called)) are generated.

本発明者らは、線引き後に残留するＳｉ−Ｅ’およびＮＢＯＨＣのスピン密度と、線引き前のガラスが含有している塩素濃度とに関連性があるかどうかを検討した。   The present inventors examined whether the spin density of Si-E 'and NBOHC remaining after drawing is related to the chlorine concentration contained in the glass before drawing.

前述の試料ＳＭ１３と同一のコア母材に塩素濃度を３つのレベルに変化させたクラッドを合成し、試料ＳＭ１３と同一条件で線引きしてファイバ化し、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失と水素暴露によるＯＨ損失増加量とを調べた。その結果を下記表３に示す。   A clad in which the chlorine concentration was changed to three levels was synthesized on the same core base material as the sample SM13 described above, and was drawn into a fiber under the same conditions as the sample SM13, and 1.38 μm OH absorption loss before hydrogen exposure and hydrogen exposure The amount of increase in OH loss due to was investigated. The results are shown in Table 3 below.

ここで、クラッド塩素濃度の単位は「ｐｐｍ」である。   Here, the unit of clad chlorine concentration is “ppm”.

Figure 0004460069
Figure 0004460069

上記表３をグラフにしてたのが図６、図７である。   FIG. 6 and FIG. 7 are graphs of Table 3 above.

図６から、クラッドの塩素濃度が高いとファイバ内に残留しているＳｉ−Ｅ’が多く、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失は小さいことが判る。図７からは、水素暴露によるＯＨ吸収増加量は３５００ｐｐｍと１０００ｐｐｍでは明確な差異は見られず、クラッドの塩素濃度がこの範囲にある場合、ＯＨ吸収増加量には影響がないことが判る。   From FIG. 6, it can be seen that when the chlorine concentration of the cladding is high, the Si-E ′ remaining in the fiber is large, and the 1.38 μm OH absorption loss before exposure to hydrogen is small. From FIG. 7, it can be seen that there is no clear difference between the OH absorption increase due to hydrogen exposure between 3500 ppm and 1000 ppm, and that there is no effect on the OH absorption increase when the chlorine concentration in the cladding is within this range.

ただし、２００ｐｐｍまで低下させた試料では、水素暴露によるＯＨ吸収増加量がかなり大きくなることが判る。これは、ＮＢＯＨＣの測定結果から説明することができる。   However, it can be seen that in the sample reduced to 200 ppm, the increase in OH absorption due to hydrogen exposure becomes considerably large. This can be explained from the measurement result of NBOHC.

即ち、クラッド部分の塩素含有量が少ないとガラスの粘度が高くなり、コア部分との粘度整合性が低くなってしまうため、線引き後に欠陥が残留しやすくなっていると考えられる。あるいは塩素分子がラジカルを埋める可能性が低くなるというメカニズムがあるためとも考えられる。   That is, when the chlorine content in the clad portion is low, the viscosity of the glass becomes high and the viscosity consistency with the core portion becomes low. Therefore, it is considered that defects are likely to remain after drawing. Or it may be because there is a mechanism that the possibility of chlorine molecules filling radicals is reduced.

また、ＭＦＤ内とクラッドのＳｉ−Ｅ’密度を比較すると、ＭＦＤ内の方がクラッドよりもＳｉ−Ｅ’密度が多いという結果となった。これは、塩素濃度が１０００ｐｐｍ以上の結果と逆になっている。   Further, when the Si-E 'density in the MFD and the clad were compared, the Si-E' density in the MFD was higher than that in the clad. This is the opposite of the result when the chlorine concentration is 1000 ppm or more.

これらの事実から、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失を十分低く（０．３５ｄＢ／ｋｍ以下）し、かつ水素暴露によるＯＨ吸収増加量を小さく（０．０５ｄＢ／ｋｍ以下）するには、クラッド部分が含有する塩素濃度は１０００ｐｐｍ以上であり、および／またはファイバ内に残留しているＳｉ−Ｅ’が５×１０１３ｓｐｉｎｓ／ｇ以上であることが望ましいことがわかる。 From these facts, in order to make the 1.38 μm OH absorption loss before hydrogen exposure sufficiently low (0.35 dB / km or less) and to reduce the increase in OH absorption by hydrogen exposure (0.05 dB / km or less), the cladding It can be seen that the chlorine concentration contained in the portion is 1000 ppm or more and / or Si-E ′ remaining in the fiber is preferably 5 × 10 13 spins / g or more.

次に、第３の例について説明する。   Next, a third example will be described.

光ファイバに残留する構造欠陥量は、線引き工程で引き出された後の冷却経過に強く依存する。ガラス母材が擬似流体としてファイバに引き出され急冷固化する時、ガラス構造は流動性が無くなった時点の状態を維持している。これはいわば固化した時点の液体構造を維持していると考えられるが、この固化した温度を「仮想温度」と呼ぶ。この「仮想温度」とレーリー散乱係数Ａとには、下記の関係があることが知られている。   The amount of structural defects remaining in the optical fiber strongly depends on the cooling process after being drawn in the drawing process. When the glass base material is drawn out to the fiber as a pseudo fluid and rapidly cooled and solidified, the glass structure maintains the state when the fluidity is lost. This is considered to maintain the liquid structure at the time of solidification, and this solidified temperature is called “virtual temperature”. It is known that the “virtual temperature” and the Rayleigh scattering coefficient A have the following relationship.

A = ( 8π3 / 3 ) n5 ・ P2 ・ kTf ・ KT
式中、ｎ：屈折率
ｐ：光弾性定数
ｋ：ポルツマン定数
Tf：仮想温度
KT：等湿圧縮率（体積弾性率の逆数）
J.C.Mikkelsen,Jr. and F. L. Galeener, Journal of Non-Crystalline Solids 37(1980)71.84およびA.E.Geissberger and F. L. Galeener, Physical review B, vol.28, Number 6(1983）によれば、仮想温度Ｔｆは、レーリー散乱光とラマン散乱光のずれ（ラマンシフト）を測定することによってガラス構造欠陥を分析する方法（ラマン分光法）において、ガラスの３員環、４員環構造を示す欠陥線（Ｄ１、Ｄ２線）の比率から求めることができる。実際には、ＭＦＤ中心部分の透過光、もしくは散乱して戻ってくる散乱光を用いて、ラマンシフトを測定することにより求められる。 A = (8π 3/3) n 5 · P 2 · kTf · KT
In the formula, n: refractive index p: photoelastic constant k: Poltzmann constant
Tf: Virtual temperature
KT: iso-humidity compressibility (reciprocal of bulk modulus)
According to JCMikkelsen, Jr. and FL Galeener, Journal of Non-Crystalline Solids 37 (1980) 71.84 and AE Geissberger and FL Galeener, Physical review B, vol. 28, Number 6 (1983), fictive temperature Tf In the method of analyzing glass structural defects (Raman spectroscopy) by measuring the difference between the light and the Raman scattered light (Raman shift), the defect lines (D1, D2 lines) indicating the three-membered and four-membered ring structure of the glass It can be obtained from the ratio. Actually, it is obtained by measuring the Raman shift using the transmitted light of the central portion of the MFD or the scattered light returning after being scattered.

この方法で、前記試料のうち試料ＳＭ１１〜ＳＭ１３についてラマンシフトスペクトルを測定し、Ｔｆを計算した。その結果を下記表４に示す。   By this method, Raman shift spectra were measured for samples SM11 to SM13 among the samples, and Tf was calculated. The results are shown in Table 4 below.

Figure 0004460069
Figure 0004460069

Ｔｆと水素暴露後の１．３８μｍＯＨ吸収増加量との関係を図８のグラフに示す。   The relationship between Tf and the 1.38 μm OH absorption increase after hydrogen exposure is shown in the graph of FIG.

図８から、ＭＦＤ中心部分のＴｆが１２００℃以下であれば、水素暴露による１．３８μｍＯＨ吸収増加量を０．０５ｄＢ／ｋｍ以下に抑制できることが判る。   From FIG. 8, it can be seen that if the Tf at the center of the MFD is 1200 ° C. or less, the 1.38 μm OH absorption increase due to hydrogen exposure can be suppressed to 0.05 dB / km or less.

以下、上述した石英系ＳＭＦを製造するために使用した線引き装置について説明する。   Hereinafter, a drawing apparatus used for manufacturing the above-described quartz-based SMF will be described.

上述したように、本発明者らは、石英系ＳＭＦにおいて１．３８μｍＯＨ吸収損失に関連した耐水素性、長期信頼性を向上させることを目的に、種々検討を行ってきたが、特に、線引き工程のファイバ冷却プロセスに重点をおいて検討を進めてきた。冷却プロセスがファイバに残留する構造欠陥に大きく影響することは、従来から定性的には判っていたが、その定量化は十分にはなされていなかった。   As described above, the present inventors have made various studies for the purpose of improving hydrogen resistance and long-term reliability related to 1.38 μmOH absorption loss in quartz-based SMF. Consideration has been made with emphasis on the fiber cooling process. Although it has been qualitatively known that the cooling process greatly affects the structural defects remaining in the fiber, it has not been quantified sufficiently.

本発明者らは、線引き装置の加熱炉部分を様々な形態に改造しつつ、ファイバ特性そのものを劣化させない範囲の線引き条件を基に、さらに耐水素性を向上させることを可能とする要件の抽出と、そのパラメータの最適化について検討した。   The present inventors have extracted requirements that make it possible to further improve the hydrogen resistance based on the drawing conditions in a range that does not deteriorate the fiber characteristics itself while remodeling the heating furnace portion of the drawing device into various forms. The optimization of the parameters was examined.

その結果、石英系ガラス母材が溶融して細められた（メニスカス）部分から連続的に冷却され、その冷却速度は、ファイバの表面温度が１２００℃となるところまで、１０００〜３０００℃／秒の範囲であることが、耐水素性向上のためのポイントであることがわかった。更に、石英系ガラススート母材の焼結条件も重要であることがわかった。   As a result, the quartz glass base material is continuously cooled from the melted and thinned (meniscus) portion, and the cooling rate is 1000 to 3000 ° C./second until the fiber surface temperature reaches 1200 ° C. It was found that the range was a point for improving the hydrogen resistance. Furthermore, it has been found that the sintering conditions of the quartz glass soot base material are also important.

従来の方法および装置では、光ファイバ母材の線引きの際に、メニスカス部分から連続的に冷却されてはいない。   In the conventional method and apparatus, the meniscus portion is not continuously cooled when the optical fiber preform is drawn.

本発明者らはまた、石英系ＳＭＦの製造における現実的な線引き速度（３００〜１５００ｍ／ｍｉｎ．）および母材外径（３５〜１２０ｍｍ）において、線引き条件として、線引きされる光ファイバ母材の引き落とし部分（メニスカス）の長さが、母材径（ｍｍ）×５倍以上の長さを有することで、所望の冷却プロセスが実現できることを見出した。ここでメニスカス部分とは、光ファイバ母材が線引炉内で溶融し、母材径の９０％の径から５％の径になるまでの長さと定義する。   The inventors of the present invention also described the optical fiber preform to be drawn as a drawing condition at a realistic drawing speed (300 to 1500 m / min.) And an outer diameter of the preform (35 to 120 mm) in the production of the quartz-based SMF. It has been found that the desired cooling process can be realized when the length of the drawn-out portion (meniscus) is not less than 5 times the base material diameter (mm). Here, the meniscus portion is defined as a length from when the optical fiber preform is melted in the drawing furnace to a diameter of 90% to 5%.

上記線線引き条件を達成する線引き装置の概要を図９に示す。この線引き装置では、ガラス母材５１が加熱炉５２内に導入され、そこで線引きが行われる。加熱炉５２内には母材加熱用ヒーター５３が配置されている。図中、参照符号５４はメニスカス部分を、５７は巻取り装置をそれぞれ示している。   FIG. 9 shows an outline of a drawing apparatus that achieves the drawing condition. In this drawing apparatus, a glass base material 51 is introduced into a heating furnace 52 where drawing is performed. In the heating furnace 52, a base material heater 53 is disposed. In the figure, reference numeral 54 indicates a meniscus portion, and 57 indicates a winding device.

図９に示す線引き装置では、上記線線引き条件を実現する手段として、線引き加熱炉５２の下部に、引き出された光ファイバ５５を連続的に冷却する下部筒５６が設けられている。この下部筒５６の側部より、図１０に示すように、Ａｒ＋Ｈｅガスが、流量５リットル／分で流されている。供給されたＡｒ＋Ｈｅガスは、一旦下部筒の外側を下方に流れ、光ファイバに接触する領域では下部筒の下部から加熱炉に向かって流れ、更に加熱炉内に流入して加熱炉上部から排出される。 In the drawing apparatus shown in FIG. 9, a lower tube 56 for continuously cooling the drawn optical fiber 55 is provided at the lower part of the drawing heating furnace 52 as means for realizing the drawing condition. As shown in FIG. 10, Ar + He gas is flowed from the side of the lower cylinder 56 at a flow rate of 5 liters / minute. The supplied Ar + He gas once flows down the outside of the lower cylinder, flows from the lower part of the lower cylinder toward the heating furnace in the region where it contacts the optical fiber, and further flows into the heating furnace and is discharged from the upper part of the heating furnace. The

このようにして、図９および１０に示す装置によると、約１２００℃まで、母材のメニスカス部分から所定の径を有する光ファイバ５５の部分までが連続的に冷却される。   In this manner, according to the apparatus shown in FIGS. 9 and 10, the portion from the meniscus portion of the base material to the portion of the optical fiber 55 having a predetermined diameter is continuously cooled to about 1200 ° C.

このような徐冷条件は、下部筒５６の長さ（光ファイバ５５の徐冷部分の長さ）Ｌ１を下記の関係を満たすようにすることで実現できることが判った。 Such annealing conditions were found to be achieved by the length of the lower cylinder 56 to L 1 (the length of the annealing part of the optical fiber 55) to satisfy the following relationship.

Ｌ１(mm)＞光ファイバの線速(m/min)X光ファイバの線速(m/min)/300
除冷条件は、引き出された光ファイバ５５の表面温度が、例えば１７００℃から１２００℃に連続的に冷却される時の冷却率が１０００〜３０００℃／秒となる条件に相当する。 L 1 (mm)> Optical fiber linear velocity (m / min) X Optical fiber linear velocity (m / min) / 300
The cooling condition corresponds to a condition in which the cooling rate when the surface temperature of the drawn optical fiber 55 is continuously cooled from, for example, 1700 ° C. to 1200 ° C. is 1000 to 3000 ° C./second.

あるいは、下部筒５６内に、引き出された光ファイバ５５を加熱するヒーターを設け、加熱炉５２とヒーターとの間にガスを流し込むガス導入口を設けず、さらにヒーターの長さＬ２が下記の関係を満たすようにすることで、所望の徐冷条件を実現できることも判った。 Alternatively, in the lower cylinder 56, a heater for heating the optical fiber 55 drawn out is provided, without providing the gas inlet for pouring gas between the heating furnace 52 and the heater, further the length L 2 of the heater below It was also found that desired slow cooling conditions can be realized by satisfying the relationship.

Ｌ２(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
更に、線引装置に関して、光ファイバ母材５１を加熱する加熱炉５２のヒーター５３の上端部から加熱炉５２上部までの距離Ｌ３が、下記の関係を見たし、ヒーター５３下端部から加熱炉５２下部までの距離Ｌ４が下記の関係を見たすことで、より保温効果が上がり、所望のメニスカス形状が得やすいことも判った。 L 2 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200
Further, regarding the drawing apparatus, the distance L 3 from the upper end of the heater 53 of the heating furnace 52 that heats the optical fiber preform 51 to the upper part of the heating furnace 52 is as follows. by the distance L 4 to the furnace 52 lower part plus watch the following relationship, more thermal effect is increased, and also found that easy to obtain a desired meniscus shape.

Ｌ３(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
Ｌ４(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200 L 3 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200
L 4 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200

（ａ）、（ｂ）および（ｃ）はそれぞれ、光ファイバの常磁性欠陥であるＮＢＯＨＣ、ＰＯＲおよびＳｉ（Ｄ）−Ｅ’の説明図。(A), (b) and (c) are explanatory drawings of NBOHC, POR and Si (D) -E ′, which are paramagnetic defects of the optical fiber, respectively. シングルモード光ファイバの屈折率分布構造の種々の例を示す説明図。Explanatory drawing which shows the various examples of the refractive index distribution structure of a single mode optical fiber. シングルモード光ファイバの屈折率分布構造の種々の例を示す説明図。Explanatory drawing which shows the various examples of the refractive index distribution structure of a single mode optical fiber. （ａ）、（ｂ）および（ｃ）はそれぞれ、試料ＳＭ１、ＳＭ７およびＮＺ１のカソードルミネッセンス法による光ファイバ断面内の波長６５０ｎｍ付近の発光強度分布を示す説明図。(A), (b) and (c) is explanatory drawing which shows the emitted light intensity distribution of wavelength 650nm vicinity in the optical fiber cross section by the cathode luminescence method of samples SM1, SM7, and NZ1, respectively. ＭＦＤ近傍のＮＢＯＨＣ密度を測定した結果と、１．３８μｍのＯＨ吸収増加量との関係を示す特性図。The characteristic view which shows the relationship between the result of having measured the NBOHC density of MFD vicinity, and the amount of OH absorption increase of 1.38 micrometers. クラッド塩素濃度と、水素暴露前の１．３８μｍＯＨ吸収損失との関係を示す特性図。The characteristic view which shows the relationship between a clad chlorine density | concentration and the 1.38 micrometer OH absorption loss before hydrogen exposure. クラッド塩素濃度と、水素暴露によるＯＨ損失増加量との関係を示す特性図。The characteristic view which shows the relationship between clad chlorine concentration and OH loss increase amount by hydrogen exposure. Ｔｆと水素暴露後の１．３８μｍＯＨ吸収増加量との関係を示す特性図。The characteristic view which shows the relationship between Tf and the 1.38 micrometer OH absorption increase after hydrogen exposure. 本発明の一実施形態に係る線引装置を示す模式図。The schematic diagram which shows the drawing apparatus which concerns on one Embodiment of this invention. 図９に示す線引装置下部のガスの流し方を示す模式図。The schematic diagram which shows how to flow the gas of the drawing apparatus lower part shown in FIG.

符号の説明Explanation of symbols

１１，２１，３１，４１・・・中心コア
１２，２３，３４，４５・・・クラッド
２２・・・環状領域
３２，４２・・・第１の環状領域
３３，４３・・・第２の環状領域
４４・・・第３の環状領域
５１・・・ガラス母材
５２・・・加熱炉
５３・・・母材加熱用ヒーター
５４・・・メニスカス
５５・・・光ファイバ
５６・・・下部筒
５７・・・巻取り装置。 11, 21, 31, 41 ... central core 12, 23, 34, 45 ... cladding 22 ... annular region 32, 42 ... first annular region 33, 43 ... second annular Region 44 ... Third annular region 51 ... Glass base material 52 ... Heating furnace 53 ... Heater for base material heating 54 ... Meniscus 55 ... Optical fiber 56 ... Lower cylinder 57 ... Winding device.

Claims (6)

石英系ガラスよりなる中心コアとクラッドを有するガラス部分を含み、前記中心コアにはＧｅが添加され、前記ガラス部分の外径が約１２５μｍであるシングルモード光ファイバの製造方法において、
光ファイバ母材を加熱して溶融させる工程、
前記溶融した光ファイバ母材から光ファイバを線引きする工程、および
前記溶融した光ファイバ母材の、母材径の９０％の径から５％の径になるまでのメニスカス部分から、前記線引きされた光ファイバの１２００℃になる部分まで連続的に、１０００〜３０００℃／秒の冷却速度で冷却する工程
を具備し、且つ
前記光ファイバ母材は、少なくとも前記中心コアを含む、火炎加水分解法で得られた石英系ガラススートを実質的に酸素を含まない条件で焼結して得たガラス部分を含むことを特徴とするシングルモード光ファイバの製造方法。 In a method for producing a single mode optical fiber, comprising a glass portion having a central core made of quartz glass and a clad, wherein Ge is added to the central core, and the outer diameter of the glass portion is about 125 μm.
Heating and melting the optical fiber preform,
A step of drawing an optical fiber from the molten optical fiber preform, and the drawing from a meniscus portion of the molten optical fiber preform from a diameter of 90% to a diameter of 5%. Continuously cooling to a temperature of 1200 ° C. of the optical fiber at a cooling rate of 1000 to 3000 ° C./second , and
The optical fiber preform includes at least the central core, and includes a glass portion obtained by sintering a silica-based glass soot obtained by a flame hydrolysis method under a condition containing substantially no oxygen. A method for manufacturing a single mode optical fiber. 前記メニスカス部分の長さが、母材径（ｍｍ）×５以上の長さを有することを特徴とする請求項１に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。 The method for producing a single mode optical fiber according to claim 1, wherein the meniscus portion has a length of a base material diameter (mm) × 5 or more . 第１のヒーターを備える、前記光ファイバ母材を加熱する加熱炉と、前記加熱炉の下部に密接して、下記不等式を満たすような長さＬ１を有する下部筒が設けられた光ファイバ製造装置を用い、Ｌ １ と前記線引きする工程における光ファイバの線速が、下記不等式を満たすことを特徴とする請求項１または２に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
Ｌ１(mm)＞光ファイバの線速(m/min)X光ファイバの線速(m/min)/300 Comprising a first heater, a heating furnace for heating the optical fiber preform, in close contact with the bottom of the furnace, optical fiber manufacturing the lower cylinder is provided having a length L 1 satisfying the following inequality using the apparatus, the linear velocity of the optical fiber in the step of the drawing and L 1 is, the manufacturing method of the single-mode optical fiber according to claim 1 or 2, characterized by satisfying the following inequality.
L 1 (mm)> Optical fiber linear velocity (m / min) X Optical fiber linear velocity (m / min) / 300 前記下部筒内に、前記加熱炉内から引き出された光ファイバを加熱する第２のヒーターが配置されており、前記第２のヒーターの長さＬ２は、下記不等式を満たすことを特徴とする請求項３に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
Ｌ２(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200 A second heater for heating an optical fiber drawn from the inside of the heating furnace is disposed in the lower cylinder, and a length L2 of the second heater satisfies the following inequality. The manufacturing method of the single mode optical fiber of Claim 3.
L 2 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200 前記第１のヒーターの上端部から前記加熱炉上部までの距離Ｌ３が、下記不等式を満たし、前記第１のヒーター下端部から前記加熱炉下部までの距離Ｌ４が、下記不等式を満たすことを特徴とする請求項３または４に記載のシングルモード光ファイバの製造方法。
Ｌ３(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200
Ｌ４(mm)＞光ファイバ母材の径(mm)×光ファイバの線速(m/min)/200 The first distance L 3 from the upper end portion of the heater to the furnace top, satisfies the following inequality, the first distance L 4 from the heater lower portion to the furnace bottom, that satisfies the following inequality The method for producing a single mode optical fiber according to claim 3 or 4 , characterized in that :
L 3 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200
L 4 (mm)> Optical fiber preform diameter (mm) × Optical fiber linear velocity (m / min) / 200 前記下部筒内の光ファイバに接触する雰囲気ガスは、前記下部筒の下部から前記加熱炉に向かって流れ、更に加熱炉内に流入して加熱炉上部から排出されることを特徴とする請求項３〜５のいずれかに記載のシングルモード光ファイバの製造方法。The atmosphere gas in contact with the optical fiber in the lower cylinder flows from the lower part of the lower cylinder toward the heating furnace, and further flows into the heating furnace and is discharged from the upper part of the heating furnace. The manufacturing method of the single mode optical fiber in any one of 3-5.
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